1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Неорганические материалы
  4. T. 58, № 9, 2022

Неорганические материалы, 2022, T. 58, № 9, стр. 956-964

Самораспространяющийся высокотемпературный синтез в системе Ti–B–Fe с добавкой AlN

Д. Ю. Ковалев 1, А. В. Болоцкая 1, *, М. В. Михеев 1

1 Институт структурной макрокинетики и проблем материаловедения им. А.Г. Мержанова Российской академии наук
142432 Московская обл., Черноголовка, ул. Академика Осипьяна, 8, Россия

* E-mail: moon@ism.ac.ru

Поступила в редакцию 18.02.2022
После доработки 14.06.2022
Принята к публикации 21.06.2022

Полный текст (PDF)

Аннотация

Проведены исследования фазового состава и структуры металлокерамических материалов, полученных при самораспространяющемся высокотемпературном синтезе порошковой смеси 41Ti + 41B + 18Fe (ат. %) с добавкой наноразмерного AlN. Представлены результаты по динамике фазообразования при горении исследуемых составов методом времяразрешающей рентгеновской дифракции. Показано, что без AlN формируется материал на основе интерметаллида FeTi и упрочняющей фазы TiB2. Добавка в базовую смесь 5 мас. % AlN приводит к изменению фазового состава материала. Формируется интерметаллидная матрица FeTi–(FeAl)2Ti, упрочненная фазами TiB2 и TiN.

Ключевые слова: бориды титана, самораспространяющийся высокотемпературный синтез, система Ti–B–Fe, нитрид алюминия

ВВЕДЕНИЕ

Металлокерамические композиционные материалы (МКМ) на основе боридов титана и металлической матрицы представляют интерес в качестве конструкционных и функциональных материалов благодаря их механическим свойствами и химической стабильности [1]. Боридные фазы обеспечивают значительные твердость, удельную прочность и модуль упругости, а благодаря металлической фазе МКМ обладают высокими пластичностью и ударной вязкостью [2]. Существуют две группы МКМ на основе боридов титана: TiВ2–MB и TiB–MB (MB – металлическая связка, metal binder). В случае композитов TiB–MB в качестве металлической связки преимущественно используется Ti [3–6] или его сплавы [7]. Достоинством двухфазной системы TiB–Ti является ее термодинамическая стабильность и близость коэффициентов термического расширения TiB и Ti: 7.2 × 10–6 и 8.2 × 10–6 K–1 соответственно. Однако при использовании боридных МКМ в качестве износостойких покрытий, эксплуатируемых в условиях повышенных температур, более предпочтительным является упрочнение фазой TiB2, твердость (HV ~ 25–34 ГПа) и модуль упругости (E ~ 540–570 ГПа) [8] которой существенно превышают твердость (HV ~ 18 ГПа) и модуль упругости (E ~ 370–425 ГПа) TiB [9].

Синтез боридных МКМ проводят преимущественно методами порошковой металлургии, в результате получают композиционные порошки или компактные изделия. Классическими методами синтеза являются горячее изостатическое прессование (HIP) [10] и плазменное искровое спекание (SPS) [11]. Относительно недавно стали развиваться аддитивные DED (directed energy deposition) технологии получения МКМ. Для получения боридных МКМ широко используется метод самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС) [4, 12–16] и его совмещение с экструзией, проводимой непосредственно во время синтеза [5]. В результате совмещения процесса СВС с высокотемпературной деформацией получают плотные длинномерные металлокерамические электроды для нанесения износостойких покрытий.

Улучшение эксплуатационных характеристик боридных МКМ возможно путем введения модифицирующих наноразмерных добавок. Модифицирование дисперсными добавками тугоплавких соединений может приводить как к измельчению зеренной структуры МКМ, так и к формированию новых упрочняющих фаз при взаимодействии добавки с металлической матрицей. Этот эффект был обнаружен при модифицировании МКМ Ti–TiB, полученного методом СВС, при введении в исходную шихту наноразмерного порошка Si3N4 [17]. Было установлено, что добавление 5 мас. % Si3N4 приводит к образованию TiN и Ti5Si3 в результате взаимодействия расплава Ti с Si3N4. Аналогичный подход, заключающийся в модифицировании боридного МКМ TiB2–FeTi наноразмерным AlN, был использован в настоящей работе. Идея использования AlN в качестве модификатора при СВС в системе Ti–B–Fe заключается в разложении AlN в волне горения с образованием дисперсных включений TiN, являющихся наряду с TiB2 дополнительной упрочняющей фазой. Кроме того, ожидается, что Al войдет в состав металлической матрицы FeTi, повышая ее пластичность.

Целью работы было установление возможности получения МКМ TiB2–FeTi методом СВС из порошковой смеси элементов и исследование влияния на структуру и фазовый состав материала добавки наноразмерного порошка AlN.

ТЕОРЕТИЧЕСКИЙ АНАЛИЗ

Cистема TiB2–Ti является термодинамически неустойчивой, т.е. двухфазная область одновременного существования TiB2 и Ti отсутствует на диаграмме состояний (рис. 1) [18]. В результате при высокой температуре происходит реакция TiB2 + Ti → 2TiB. Вследствие этого в качестве связки для зерен TiB2 используют металлы или сплавы: Fe [7, 18–23], FeMo [24, 25], Ni [26, 27], NiCr [28], FeCr [29], FeAl [30]. Система Ti–B–Fe является базовой платформой для разработки износостойких МКМ с упрочняющей фазой TiB2. Согласно [31], частицы TiB2 хорошо смачиваются расплавом Fe (краевой угол смачивания составляет 15°–20°) по сравнению с оксидной и карбидной керамикой. Кроме того, коэффициенты термического расширения TiB2 [32] и Fe [33] близки (7.3 × 10–6 и 8.2 × 10–6 K–1 соответственно), что обеспечивает высокую стойкость к термоудару. Важным преимуществом системы Ti–B–Fe является существование двухфазных областей TiB2–Fe, TiB2–Fe2Ti и TiB2–TiFe (рис. 1) [34], т.е. фазы в псевдобинарных системах TiB2–MB термодинамически стабильны при любом соотношении керамического и металлического компонентов. Большинство исследований сплавов TiB2–MB проводилось на псевдобинарной системе TiB2–Fe [7, 19–23]. Однако не менее перспективными с точки зрения повышенных механических свойств являются двухфазные сплавы TiB2–FeTi и TiB2–Fe2Ti. Несмотря на меньшую пластичность интерметаллидных соединений FeTi и Fe2Ti по сравнению с Fe, износостойкость таких сплавов, где они служат матрицей, будет существенно выше, что позволит улучшить трибологические свойства покрытий из МКМ на основе TiB2 и интерметаллидов системы Ti–Fe. Поэтому одной из задач работы было получение МКМ на основе псевдобинарной системы TiB2–FeTi.

Рис. 1.

Изотермическое сечение диаграммы состояния Ti–Fe–B при 1000°С [18].

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

В качестве исходных материалов использовались порошки Ti, Fe, B и AlN, параметры которых представлены в табл. 1. Наноразмерный порошок AlN, используемый в качестве модификатора, был получен по азидной технологии СВС [35].

Таблица 1.  

Характеристики исходных порошков

Порошок Марка Содержание основного вещества, не менее, мас. % Содержание O, мас. % Размер частиц основной фракции, мкм
Ti ПТОМ-1 98.8 – 45
B Б-99А 99.5 0.3 20
Fe Р-10 97 0.2 25
AlN СВС-Аз 97 0.05 0.08–0.1

Исследования проводились с использованием смеси состава 41Ti + 41B + 18Fe (ат. %), который находился в двухфазной области TiB2–FeTi на диаграмме состояния системы (рис. 1) и соответствовал массовому отношению компонентов 57Ti + 13B + 30Fe. Содержание добавки AlN в базовой смеси составляло 5 мас. %. Смешение порошков проводили в шаровой мельнице в течение 4 ч на воздухе. Шихтовые заготовки массой ~8 г, размером 30 × 13 × 5 мм прессовали в прямоугольной пресс-форме при давлении, обеспечивающем относительную плотность 0.6. Для каждого состава готовили по 4 образца.

Синтез проводили в среде гелия в специализированной камере, предназначенной для исследования динамики фазообразования при горении гетерогенных сред методом времяразрешающей рентгеновской дифракции [36]. Образец устанавливался на платформу из BN, расположенную в камере. Инициирование экзотермической реакции осуществлялось от вольфрамовой спирали, касающейся торца образца, так чтобы фронт горения распространялся вдоль длинной стороны. Дифракционная картина (FeKα-излучение) регистрировалась с момента инициирования в течение 64 с с частотой 1 Гц. В результате получали серию из 64 рентгенограмм с экспозицией 1 с. Температуру измеряли термопарой ВР5/20, спай которой находился в контакте с поверхностью образца в его центральной части.

Синтезированный материал после горения исследовали методом порошковой рентгеновской дифракции на дифрактометре ДРОН-3 с графитовым монохроматором на вторичном пучке (CuKα-излучение). Регистрация рентгенограмм велась в режиме пошагового сканирования в интервале углов 2θ = 25°–80° с шагом 0.02° и экспозицией 8 с в точке. Рентгенофазовый анализ (РФА) проводился в программе Crystallographica Search-Match [37] с использованием базы дифракционных данных ICDD PDF2 [38]. Полнопрофильный анализ дифрактограмм выполняли в пакете Jana2006 [39]. На первом этапе анализа, проводимом методом Ле Бейля, уточнялись параметры элементарной ячейки фаз, параметры профиля рефлексов, фон и сдвиг нуля. На втором этапе методом Ритвельда в уточнение включали содержание фаз и текстуру. В качестве исходной модели для уточнения использовались структурные данные идентифицированных фаз, приведенные в Crystallography Open Database [40] и Materials Project [41]. Микроструктуру материала исследовали на сканирующем электронном микроскопе LEO-1450 VP с приставкой энергодисперсионного анализа INCA 300. Для анализа микроструктуры образцы помещались в металлическую обойму и заливались сплавом Вуда, после чего проводились операции шлифовки и полировки.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

Горение порошковой смеси 41Ti + 41B + 18Fe. В результате нагрева торца образца вольфрамовой спиралью наблюдалось распространение плоского фронта горения со скоростью ~15 мм/с. После синтеза образцы сохраняли исходные размеры и форму. Максимальная зарегистрированная температура горения на поверхности составляла 1200°С. РФА продукта (рис. 2) показал, что он содержит преимущественно интерметаллид FeTi и TiB2.

Рис. 2.

Дифрактограмма порошка, полученного при горении смеси 41Ti + 41B + 18Fe (синяя линия – разностная кривая между экспериментальной и расчетной дифрактограммами).

Микроструктура образца (рис. 3) также свидетельствует об образовании многофазного композиционного материала. Зерна боридов титана имеют характерную форму: вискеры TiB и частицы TiB2 прямоугольной формы. Размер зерен TiB2 составляет 0.5–2 мкм, длина вискеров TiB достигает 5 мкм. Зерна округлой формы, по результатам элементного анализа, характеризуются повышенным содержанием азота, что в совокупности с данными РФА о наличии интенсивных рефлексов TiN позволяет отнеси их к фазе TiN. Интерметаллидная матрица неоднородна по составу. Светлые области – FeTi, а в более темных зонах наблюдается повышенное содержание кислорода, что, в соответствии с данными РФА, позволяет идентифицировать их как фазу Fe3Ti3O.

Рис. 3.

Микроструктура материала, полученного при горении смеси 41Ti + 41B + 18Fe.

Наличие в составе продукта TiN и Fe3Ti3O при горении в инертной атмосфере связано с присутствием кислорода и азота на поверхности исходных порошков в адсорбированном состоянии или в виде оксидов в случае кислорода.

Дифракционная картина, полученная методом времяразрешающей рентгеновской дифракции, представлена в виде двумерного поля в координатах угол–время (рис. 4). Анализ последовательности дифрактограмм при горении смеси 41Ti + 41B + 18Fe показывает, что экзотермической реакцией, обеспечивающей распространение волны горения, является реакция образования TiB2. Интенсивный рефлекс 101 этой фазы появляется на дифракционном поле первым, сразу после исчезновения рефлексов исходных металлов Fe и Ti, при этом происходит резкое повышение температуры. Вследствие высокой скорости горения (~15 мм/c) фронт реакции проходит облучаемую область шириной ~2 мм за время около 130 мс. Следовательно, за время регистрации одной дифрактограммы 1 с фронт горения уходит из анализируемой области. В результате на дифракционном поле не наблюдается аморфное гало, характерное для жидкой фазы, а сразу появляется рефлекс первой кристаллизующейся фазы TiB2. Следующей фазой, рефлексы 101 и 002 которой возникают на дифракционном поле через 1 с после появления рефлекса TiB2, является интерметаллид FeTi. Интенсивность рефлекса 101 FeTi увеличивается в течение 5 с. На термограмме в этот период наблюдается изотермический участок, свидетельствующий о выделении теплоты кристаллизации FeTi (tпл = 1430°С). Образование интерметаллида Fe3Ti3Ox (tпл ~ 1300°С) наблюдается через 7 с после прохождения волны горения и связано с диффузией кислорода в расплав FeTi. Соединение Fe3Ti3Ox является фазой переменного состава по кислороду с x = 0–1. При максимальном значении x = 1 содержание кислорода составляет 4.9 мас. %. На дифракционном поле также наблюдается появление слабого рефлекса 111 TiN. Низкая интенсивность не позволяет достоверно определить момент его формирования – в волне горения или после прохождения фронта.

Рис. 4.

Дифракционная картина горения смеси 41Ti + 41B + 18Fe.

Анализ полученных экспериментальных данных показывает, что фазовый состав синтезированного материала не соответствует равновесному составу TiB2–FeTi, который можно было ожидать исходя из равновесной диаграммы состояния для смеси 41Ti + 41B + 18Fe. Следовательно, несмотря на синтез в инертной среде, адсорбированные газы оказывают влияние на фазовый состав конечного продукта. В результате интерметаллид FeTi, находясь в расплаве, частично насыщается кислородом, образуя при кристаллизации тройное соединение Fe3Ti3Ox. Неожиданным оказалось присутствие в синтезированном материале небольшого количества фазы TiN, которую планировалось получить при горении смеси с добавкой AlN. В связи с этим интересным направлением развития исследований в области модифицирования сплавов системы Ti–B–Fe нитридными фазами является проведение СВС в атмосфере азота.

Горение смеси 41Ti + 41B + 18Fe + 5 мас. % AlN. Экзотермическое взаимодействие компонентов в смеси с добавкой AlN также протекает в виде фронтального распространения волны горения. Скорость и температура горения несколько снижаются, что, очевидно, связано с потерей тепла на нагрев и термическое разложение AlN. РФА (рис. 5) показывает, что полученный материал является многофазным (табл. 2).

Рис. 5.

Дифрактограмма порошка, полученного при горении смеси 41Ti + 41B + 18Fe + 5 мас. % AlN.

Таблица 2.  

Фазовый состав продуктов горения

Исходная смесь (мас. %) С, мас. %
TiB2 FeTi Fe3Ti3O TiB TiN Ti (Fe,Al)2Ti
P6/mmm Pm3m Fd3m Pmcn Fm3m P63/mmc P63/mmc
57Ti + 13B + 30Fe 24.5 42.6 22.5 1.4 7.4 1.6 0
95(57Ti + 13B + 30Fe) + 5AlN 24.8 14.5 16.8 0.8 19.6 0 23.5

Микроструктура образца (рис. 6) также свидетельствует об образовании многофазного материала. Форма и размер структурных составляющих сплава близки к сплаву, полученному без добавки AlN. Основу материала составляет интерметаллидная матрица на базе соединений системы Fe–Ti. Однако в отличие от предыдущего случая, кроме FeTi и Fe3Ti3O, обнаружена фаза Лавеса (Fe1–xAlx)2Ti, которая является фазой переменного состава с х = 0–0.5. Параметры элементарной ячейки (Fe1–xAlx)2Ti (P63/mmc) составили a = = 4.8832(6) Å и с = 7.928(1) Å. Исходя из известной зависимости метрики ячейки от содержания Al [42] был определен ее состав – (Fe0.75Al0.25)2Ti. Очевидно, что образование фазы Лавеса связано с добавкой в смесь AlN, служившего источником Al. Атомы Al замещают часть позиций Fe в элементарной ячейке. Содержание боридных фаз TiB2 и TiB практически не изменяется по сравнению с их содержанием в продукте, синтезированном без добавки AlN (табл. 2). Наиболее значимым является увеличение до 19.5 мас. % TiN в синтезированном материале. Очевидно, что 5 мас. % AlN в качестве источника азота не обеспечивают столь существенного роста концентрации TiN в продукте. При условии полного разложения AlN и последующего образования TiN максимальное содержание TiN не может превышать 7.6 мас. %. По-видимому, повышенное содержание TiN обусловлено в том числе и наличием азота на поверхности исходных порошков в адсорбированном состоянии.

Рис. 6.

Микроструктура материала, полученного при горении смеси 41Ti + 41B + 18Fe + 5 мас. % AlN.

Динамика фазообразования (рис. 7), наблюдаемая при горении смеси 41Ti + 41B + 18Fe с добавкой AlN, близка к динамике горения смеси без AlN. На дифракционном поле после исчезновения рефлексов Fe и Ti и интенсивного роста температуры первыми появляются рефлексы TiB2, т.е. экзотермической реакцией, обеспечивающей распространение волны горения, является реакция образования TiB2. Далее в течение 1 с наблюдается появление рефлексов 101 и 002 интерметаллида FeTi. Как и в случае горения смеси без добавки AlN, образование Fe3Ti3Ox происходит с задержкой 5–6 с после прохождения волны горения. Вместе с тем, в динамике фазообразования наблюдается несколько отличий. Во-первых, появление в момент резкого подъема температуры интенсивного рефлекса 111 TiN. Это указывает на разложение в волне горения AlN, в результате которого образуется азот, взаимодействующий с титаном. Действительно, интенсивность рефлекса 111 TiN на дифрактограмме конечного продукта, синтезированного с добавкой AlN, существенно выше, чем у продукта, полученного без добавки (рис. 3 и 5). Во-вторых, на дифракционном поле через 7–8 с наблюдается появление рефлекса 112 интерметаллида (Fe0.75Al0.25)2Ti, наличие которого в продукте горения после охлаждения подтверждается РФА (рис. 5).

Рис. 7.

Дифракционная картина горения смеси 41Ti + 41B + 18Fe + 5 мас. % AlN.

Таким образом, результаты РФА и микроструктурного анализа показывают, что добавка в базовую смесь 5 мас. % AlN приводит к смещению фазового состава интерметаллидной матрицы в двухфазную область FeTi–Fe2Ti и увеличению содержания упрочняющей фазы TiN.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Методом СВС в режиме фронтального горения из смеси 41Ti + 41B + 18Fe получен МКМ на основе интерметаллида FeTi и упрочняющей фазы TiB2. Показано, что экзотермической реакцией, обеспечивающей распространение волны горения в рассматриваемой смеси, является реакция образования TiB2, содержание которого составляет около 24 мас. %. Установлено существенное влияние адсорбированных газов (кислорода и азота) на фазовый состав синтезированного продукта. В результате интерметаллидная матрица FeTi частично насыщается кислородом, образуя тройное соединение Fe3Ti3Ox. Наличие адсорбированного N2 приводит к образованию дополнительной упрочняющей фазы TiN.

Введение в базовую смесь 5 мас. % AlN не изменяет динамику основной экзотермической реакции образования TiB2, ответственной за распространение волны горения. Происходит лишь незначительное уменьшение температуры горения, обусловленное потерей тепла на нагрев и термическое разложение AlN. Диссоциация AlN приводит к изменению фазового состава МКМ. Формируется матрица, содержащая несколько интерметаллидов: FeTi, Fe3Ti3Ox, (Fe0.75Al0.25)2Ti. Алюминий, образующийся при разложении AlN, входит в состав фазы Лавеса Fe2Ti, замещая в структуре часть атомов Fe. Наиболее значимым эффектом влияния AlN является увеличение до 19.5 мас. % содержания TiN в синтезированном материале. В результате МКМ содержит две упрочняющие фазы – TiB2 и TiN – в интерметаллидной матрице.

Список литературы

  1. Kumar A.P., Sadasivuni K.K., Al Mangour B., bin Majid M.S.A. High-Performance Composite Structures. Singapore: Springer, 2022. 300 p. https://doi.org/10.1007/978-981-16-7377-1

  2. Lark A., Chandran J.D., Chandran K.R. Material Design and Processing of a New Class of Titanium Boride Cermets with Tough Metallic Phases and Mechanical Properties // J. Mater. Res. 2018. T. 33. № 24. P. 4296–4306. https://doi.org/10.1557/jmr.2018.368

  3. Hu Y.B., Zhao B., Ning F.D., Wang H., Cong W.L. In-situ Ultrafine Three-Dimensional Quasi-Continuous Network Microstructural TiB Reinforced Titanium Matrix Composites Fabrication Using Laser Engineered Net Shaping // Mater. Lett. 2017. V. 195. P. 116–119. https://doi.org/10.1016/j.matlet.2017.02.112

  4. Konstantinov A.S., Bazhin P.M., Stolin A.M., Kostitsyna E.V., Ignatov A.S. Ti–B-Based Composite Materials: Properties, Basic Fabrication Methods, and Fields of Application (Review) // Composites. Part A. 2018. V. 108. P. 79–88. https://doi.org/10.1016/j.compositesa.2018.02.027

  5. Bazhin P.M., Stolin A.M., Konstantinov A.S., Kostitsyna E.V., Ignatov A.S. Ceramic Ti–B Composites Synthesized by Combustion Followed by High-Temperature Deformation // Materials. 2016. V. 9. № 12. P. 79–88. https://doi.org/10.3390/ma9121027

  6. Attar H., Bönisch M., Calin M., Zhang L.C., Scudino S., Eckert J. Selective Laser Melting of in-situ Titanium – Titanium Boride Composites: Processing, Microstructure and Mechanical Properties // Acta Mater. 2014. V. 76. P. 13–22. https://doi.org/10.1016/j.actamat.2014.05.022

  7. Ranjan A., Tyagi R., Jindal V., Chandran K.S.R. Investigation on Wear Characteristics of TiBFe Composites Containing 10 at. % Boron and 10–30 at. % Iron // J. Mater. Eng. Perform. 2020. V. 29. № 10. P. 6333–6342. https://doi.org/10.1007/s11665-020-05130-z

  8. Munro R.G. Material Properties of Titanium Diboride // J. Res. Natl. Inst. Stand. Technol. 2000. V. 105. № 5. P. 709–720. https://doi.org/10.6028/jres.105.057

  9. Madtha S., Lee C., Ravi Chandran K.S. Physical and Mechanical Properties of Nanostructured Titanium Boride (TiB) // J. Am. Ceram. Soc. 2008. V. 91. № 4. P. 1319–1321. https://doi.org/10.1111/j.1551-2916.2007.02246.x

  10. Heidari H., Alamdari H., Dubé D., Schulz R. Pressureless Sintering of TiB2-Based Composites Using Ti and Fe Additives for Development of Wettable Cathodes // Light Met. 2011. P. 1109–1116. https://doi.org/10.1007/978-3-319-48160-9_188

  11. Li B., Liu Y., Cao H., He L., Li J. Rapid Synthesis of TiB2/Fe Composite in-situ by Spark Plasma Sintering // J. Mater. Sci. 2009. V. 44. № 14. P. 3909–3912. https://doi.org/10.1007/s10853-009-3527-3

  12. Wang G., Li Y., Gao Y., Niu L. Thermodynamic Study on Self-Propagating High Temperature Synthesis of TiB2/Fe Composites // J. Wuhan Univ. Technol., Mater. Sci. Ed. 2019. V. 34. № 4. P. 769–773. https://doi.org/10.1007/s11595-019-2115-x

  13. Lepakova O.K., Raskolenko L.G., Maksimov Y.M. Self-Propagating High Temperature Synthesis of Composite Material TiB2–Fe // J. Mater. Sci. 2004. V. 39. № 11. P. 3723–3732. https://doi.org/10.1023/B:JMSC.0000030726.29507.2b

  14. Lepakova O.K., Raskolenko L.G., Maksimov Y.M. The Mechanism of Phase and Structure Formation of the Ti–B–Fe System in a Combustion Wave // Combust., Explos. Shock Waves. 2000. V. 36. № 5. P. 575–581. https://doi.org/10.1007/BF02699520

  15. Matsuura K., Obara Y., Kojima K. Combustion Synthesis of Boride Particle Dispersed Hard Metal from Elemental Powders // Int. J. Refract. Met. Hard Mater. 2009. V. 27. № 2. P. 376–381. https://doi.org/10.1016/j.ijrmhm.2008.07.005

  16. Xinghong Z., Qiang X., Jiecai H., Kvanin V.L. Self-Propagating High Temperature Combustion Synthesis of TiB/Ti Composites // Mater. Sci. Eng. A. 2003. V. 348. № 1–2. P. 41–46. https://doi.org/10.1016/S0921-5093(02)00635-4

  17. Kovalev D.Yu., Konstantinov A.S., Konovalikhin S.V., Bolotskaya A.V. Phase Formation in the SHS of a Ti–B Mixture with the Addition of Si3N4 // Combust., Explos. Shock Waves. 2020. V. 56. № 6. P. 648–654. https://doi.org/10.1134/S0010508220060040

  18. Titanium–Boron System // ASM Handbook: Alloy Phase Diagrams. Materials Park: ASM International 1992. V. 3. P. 440.

  19. Andrievski R.A., Asanov B.U. Temperature Dependence of the Young’s Modulus of the Composite TiB2–Fe // J. Mater. Sci. Lett. 1991. V. 10. № 3. P. 147–148. https://doi.org/10.1007/BF02352831

  20. Tanaka K., Saito T. Phase Equilibria in TiB2-Reinforced High Modulus Steel // J. Phase Equilib. 1999. V. 20. № 3. P. 207–214. https://doi.org/10.1361/105497199770335730

  21. Andrievski R.A., Baiman I.F. Short-Time Creep Investigation of TiB2–Fe Composite // J. Mater. Sci. Lett. 1992. V. 11. № 24. P. 1661–1662. https://doi.org/10.1007/BF00736200

  22. Cha L., Lartigue-Korinek S., Walls M., Mazerolles L. Interface Structure and Chemistry in a Novel Steel-Based Composite Fe–TiB2 Obtained by Eutectic Solidification // Acta Mater. 2012. V. 60. № 18. P. 6382–6389. https://doi.org/10.1016/j.actamat.2012.08.017

  23. Wang G., Li Y., Gao Y., Niu L. Thermodynamic Study on Self-Propagating High Temperature Synthesis of TiB2/Fe Composites // J. Wuhan Univ. Technol., Mater. Sci. Ed. 2019. V. 34. № 4. P. 769–773. https://doi.org/10.1007/s11595-019-2115-x

  24. Storozhenko M.S., Umanskyi O.P., Stelmach O.U., Pukhachevska Y.P., Kostenko O.D., Bondarenko O.A. Effect of Molybdenum Additions on the Structure of TiB2–(Fe–Mo) Composite Materials // Powder Metall. Met. Ceram. 2018. V. 57. № 3. P. 200–208. https://doi.org/10.1007/s11106-018-9969-x

  25. Panasuk A., Umanskyi A., Storozhenko M., Akopyan V. Development of TiB2-Based Cermets with Fe–Mo Binder // Key Eng. Mater. 2013. V. 527. P. 9–13. https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/KEM.527.9

  26. Chen X., Wang H.T., Ji G.C., Bai X.B., Wang Y.W. Influence of Binder Phase Content on the Microstructure and Properties of HVOF-Sprayed TiB2–Ni Coatings // J. Mater. Eng. 2014. V. 4. № 3. P. 34–40. https://doi.org/10.3969/j.issn.1001-4381.2013.06.001

  27. Zhu H.B., Li H., Yang H.X., Li Z.X. Microstructure and Sliding Wear Performance of Plasma Sprayed TiB2–Ni Coating Deposited from Agglomerated and Sintered Powder // J. Therm. Spray Technol. 2013. V. 22. № 8. P. 1310–1319. https://doi.org/10.1007/s11666-013-0015-8

  28. Horlock A.J., McCartney D.G., Shipway P.H., Wood J.V. Thermally Sprayed Ni(Cr)–TiB2 Coatings Using Powder Produced by Self-Propagating High Temperature Synthesis: Microstructure and Abrasive Wear Behavior // Mater. Sci. Eng. A. 2002. V. 336. № 1–2. P. 88–98. https://doi.org/10.1016/S0921-5093(01)01918-9

  29. Jones M., Horlock A.J., Shipway P.H., McCartney D.G., Wood J.V. A Comparison of the Abrasive Wear Behavior of HVOF Sprayed Titanium Carbide- and Titanium Boride-Based Cermet Coatings // Wear. 2001. V. 251. № 1–12. P. 1009–1016. https://doi.org/10.1016/S0043-1648(01)00702-5

  30. Kim J., Park B., Park Y., Park I., Lee H. Mechanical Properties of in-situ FeAl–TiB2 Intermetallic Matrix Composites, Intermetallic Matrix Composites // Int. J. Mod. Phys. B. 2009. V. 23. № 6–7. P. 1479–1484. https://doi.org/10.1142/S0217979209061135

  31. Ghetta V., Gayraud N., Eustathopoulos N. Wetting of Iron on Sintered TiB2 // Solid State Phenom. 1992. V. 25. P. 105–114. https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/SSP.25-26.105

  32. Okamoto N.L., Kusakari M., Tanaka K., Inui H., Otani S. Anisotropic Elastic Constants and Thermal Expansivities in Monocrystal CrB2, TiB2, and ZrB2 // Acta Mater. 2010. V. 58. № 1. P. 76–84. https://doi.org/10.1016/j.actamat.2009.08.058

  33. Iron and Steel: Thermophysical Properties // Landolt-Börnstein, Group VIII Advanced Materials and Technologies. V. 2A1: Powder Metallurgy Data. https://doi.org/10.1007/10689123_22

  34. Kawazoe Y., Masumoto T., Suzuki K., Inoue A., Tsai A.-P., Yu J.-Z., Aihara Jr.T., Nakanomyo T. 3 References for 2 // Nonequilibrium Phase Diagrams of Ternary Amorphous Alloys. 1997. P. 269–296. https://materials.springer.com/lb/docs/sm_lbs_978-3-540-47679-5_177

  35. Amosov A.P., Titova Y.V., Maidan D.A., Sholomova A.V. Self-Propagating High-Temperature Synthesis of an Aluminum Nitride Nanopowder from a Na3AlF6 + 3NaN3 + + nAl Powder Mixture // Russ. J. Inorg. Chem. 2016. V. 61. № 10. P. 1225–1234. https://doi.org/10.1134/S0036023616100028

  36. Kovalev D.Y., Ponomarev V.I. Time-Resolved X-Ray Diffraction in SHS Research and Related Areas: An Overview // Int. J. Self-Propag. High-Temp. Synth. 2019. V. 28. № 2. P. 114–123. https://doi.org/10.3103/S1061386219020079

  37. Siegrist T. Crystallographica – a Software Toolkit for Crystallography // J. Appl. Crystallogr. 1997. V. 30. P. 418–419. https://doi.org/10.1107/S0021889897003026

  38. International Centre for Diffraction Data: [caйт]. URL: http://www.icdd.com.

  39. Petricek V., Dusek M., Palatinus L. Crystallographic Computing System JANA2006: General Features // Z. Kristallogr. 2014. V. 229. № 5. P. 345–352. https://doi.org/10.1515/zkri-2014-1737

  40. Crystallography Open Database: [caйт]. URL:http://www.crystallography.net/cod

  41. Jain A., Ong S.P., Hautier G., Chen W., Richards W.D., Dacek S., Persson K.A. The Materials Project: A Materials Genome Approach to Accelerating Materials Innovation // APL Mater. 2013. V. 1. № 1. P. 011002. https://doi.org/10.1063/1.4812323

  42. Yan X., Chen X.Q., Grytsiv A., Witusiewicz V.T., Rogl P., Podloucky R., Giester G. Site Preference, Thermodynamic and Magnetic Properties of the Ternary Laves Phase Ti (Fe1–xAlx)2 with the Crystal Structure of the (MgZn2)-Type // Int. J. Mater. Res. 2006. V. 97. № 4. P. 450–460. https://doi.org/10.3139/ijmr-2006-0074

Дополнительные материалы отсутствуют.

Инструменты

следующая статья выпуска предыдущая статья выпуска содержание выпуска

Неорганические материалы

Архивы выпусков Информация о журнале Отправить рукопись в журнал