Исследование продуктов синтеза в механоактивированных смесях титанидов меди с углеродом Текст научной статьи по специальности «Химические науки»

https://doi.org/10.62669/17270227.2024.1.10

УДК 669.017.164:544.332-971.2

1.3.17 - Химическая физика, горение и взрыв, физика экстремального состояния вещества (технические науки)

Исследование продуктов синтеза в механоактивированных смесях титанидов меди с углеродом

Г. А. Прибытков, А. В. Барановский, В. В. Коржова, И. А. Фирсина, К. О. Акимов, В. П. Кривопалов

Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Россия, 634055, Томск, пр. Академический, 2/4

Аннотация. С применением методов рентгеноструктурного анализа, оптической и растровой электронной микроскопии исследованы микроструктура, элементный и фазовый состав продуктов синтеза в механоактивированных реакционных порошковых смесях титанидов меди с углеродом (сажей). Установлено, что примеси меди и титана в порошках титанидов не влияют на достижение целевого фазового состава продуктов синтеза, которые включают карбид титана и медь. Дисперсность карбидной фазы в структуре синтезированного композита "карбид титана - медная связка" зависит от элементного соотношения титана и меди в реакционных смесях. При эквиатомном содержании титана и меди в результате синтеза получен композит матричного типа, в структуре которого субмикронные (менее 300 нм) карбидные включения однородно распределены в объеме медной связки.

Ключевые слова: титаниды меди, углерод, механоактивация, синтез, карбид титана, медная матрица, микроструктура.

Н Геннадий Прибытков, e-mail: gapribyt@mail. ru

Study of Synthesis Products in Mechanoactivated Mixtures of Copper Titanides with Carbon

Gennady A. Pribytkov, Anton V. Baranovskiy, Victoria V. Korzhova, Irina A. Firsina, Kirill O. Akimov, Vladimir P. Krivopalov

Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS (2/4, Academicheskii Pr., Tomsk, 634055, Russian Federation)

Summary. Metal matrix composites reinforced with dispersed carbide particles have an optimal combination of strength and wear resistance. The composites are used as structural materials, wear-resistant materials and coatings as well as functional materials. Copper matrix composites for electrical purposes are strengthened with particles of refractory compounds (carbides, borides, silicides). They are used to manufacture breaking electrical contacts which have increased resistance to erosion under the electric arc exposure. The highest arc erosion resistance is achieved by composites with a structure, in which submicron particles of refractory compounds are homogeneously distributed in the copper matrix. Powder technologies are used to obtain the copper matrix composites. A large number of publications concerns with the production of copper matrix composites strengthened by dispersed particles of titanium diboride. The composite powder was obtained by self-propagating high-temperature synthesis (SHS) occurring through mechanically activated mixtures of titanium, copper and carbon. The synthesis products were compacted by spark plasma sintering (SPS). In the present work, the microstructure, elemental and phase composition of the products of the synthesis reaction occurring through mechanically activated reactant powder mixtures of copper titanides with carbon (soot) subjected to additional heat treatment were studied using the methods of X-ray diffraction, optical and scanning electron microscopy. Copper matrix composites strengthened by carbide particles were obtained by copper reduction from intermetallic compounds (copper titanides) via reaction: TimCun+ C ^ TiC + Cu. The use of the copper titanides instead of titanium and copper powders eliminates the blocking of surface titanium-carbon reaction by copper during the mechanical activation of titanium-copper-carbon powder mixtures. This ensures a more complete conversion of titanium carbide in the synthesis reaction. It is established that the dispersion of the carbide phase in the structure of the synthesized 'titanium carbide-copper binder' composite depends on the elemental ratio of titanium and copper in the reaction mixtures. With an equiatomic content of titanium and copper the synthesis results in a matrix-type composite, in the structure of which submicron (less than 300 nm) carbide inclusions are homogeneously distributed throughout the copper binder. Unreacted copper and titanium in the titanide powders do not prevent the attainment of target phase composition of the synthesis products that include only titanium carbide and copper.

Keywords: copper titanides, carbon, mechanical activation, synthesis, titanium carbide, copper matrix, microstructure. Н Gennady Pribytkov, e-mail: sapribyt@mail. ru

ВВЕДЕНИЕ

Медь чистотой от 99.7 до 99.9 % является основным электротехническим материалом для производства проводов и кабелей благодаря высокой электропроводности [1]. Как и большинство металлов с плотноупакованной решеткой она обладает высокой пластичностью, однако для других применений в электротехнике прочность ее недостаточна. Поэтому для увеличения прочности применяют легирование, в основном элементами,

образующими твердые растворы на основе меди ((алюминий, сурьма, никель, железо, олово, цинк). При этом электропроводность значительно уменьшается вследствие искажения кристаллической решетки атомами легирующих элементов. Отдельную группу электротехнических материалов на основе меди представляют материалы для разрывных контактов [2, 3] которые должны обладать высокой стойкостью к эрозии под действием электрической дуги. Для сильноточных разрывных контактов применяются композиционные материалы с медной матрицей и тугоплавкими включениями. В качестве тугоплавких фаз используют порошки либо тугоплавких металлов (вольфрам, молибден), либо тугоплавких соединений.

Из медноматричных композитов, упрочненных частицами тугоплавких соединений, наиболее детально исследованы композиты с карбидом титана и диборидом титана. Эти соединения имеют высокую температуру плавления и хорошую совместимость с медной матрицей. Для получения таких композитов применяют в основном порошковые технологии. Порошковые композиты TiB2-Cu были получены синтезом в механоактивированных смесях титана, меди и бора [4, 5]. При этом размер боридных включений в композитах регулировали изменением интенсивности и длительности механоактивации порошковых реакционных смесей. Синтезированные порошковые композиты компактировали взрывным прессованием [6] или искровым плазменным спеканием (SPS) [7]. Полученные таким образом плотные материалы при испытаниях, имитирующих условия работы разрывных контактов, показали повышенную дугостойкость [8, 9].

Значительно больше работ посвящено исследованиям композитов TiC-медная матрица. Для получения композитов TiC-Cu также в основном используют синтез в порошковых смесях титан - медь - углерод в режиме послойного горения (СВС) [10] или теплового взрыва [11]. Синтез карбида титана реализуется в смесях с достаточно большим содержанием титана и углерода, поэтому объемная доля карбида титана превышает 50 %. Так как наиболее высокие механические свойства имеют металломатричные композиты, упрочненные субмикронной карбидной фазой с объемным содержанием до 10 %, то порошковые технологии получения композитов TiC-Cu включают механическую активацию порошковых смесей обработкой в шаровых мельницах различных конструкций (чаще всего в планетарных). Для получения плотных заготовок механоактивированные порошковые смеси или продукты синтеза компактируют различными способами: холодное прессование и спекание [12], изостатическое горячее прессование (HIP) или искровое плазменное спекание (SPS) [13, 14]. Известны попытки заменить порошки меди и титана в порошковых смесях с углеродом сплавами титан - медь. В этом случае исключается тормозящее действие на реакцию синтеза карбида титана несвязанной меди, которая блокирует реакционную поверхность титан - углерод. В работах [15, 16] использовали резаную на куски ленту сплава, полученную сверхбыстрой закалкой расплава Ti75Cu25 на поверхности вращающегося диска (спинингование). Согласно рентгенофазовому анализу, лента состоит из аморфной фазы и двойных интерметаллидов. После SPS при 700 - 900 °С механоактивированных смесей кусков сплава с углеродом получили композит, в медной матрице которого равномерно распределены наноразмерные включения карбида титана. Образование карбида титана происходит в результате реакции углерода, покрывающего поверхность частиц сплава, с титаном, входящим в состав сплава. Эта реакция термодинамически выгодна из-за большой отрицательной энтальпии карбида титана (183.68 кДж/моль [17]). При этом, чем больше удельная поверхность частиц сплава (больше его дисперсность), тем мельче будут частицы карбида титана. Скорость измельчения порошка при обработке в мельнице зависит от хрупкости и твердости обрабатываемого материала. Поэтому для получения композитов TiC-Cu с применением механоактивации (МА) смесей сплава Ti-Cu с углеродом наибольший интерес представляют двойные интерметаллиды системы титан - медь, которые, как и большинство интерметаллических соединений, должны быть твердыми и хрупкими. Экспериментальные данные о механических свойствах титанидов меди в литературе отсутствуют. Согласно результатам теоретических расчетов [18] среди 6 интерметаллидов,

присутствующих на равновесной диаграмме [19], наибольшую твердость имеют соединения TiCu, Ti3Cu4 и Ti2Cu. Именно эти соединения были выбраны в настоящей работе в качестве реагентов для синтеза композитов TiC-Cu.

Целью работы было выяснить возможность получения композитов TiC-Cu восстановлением меди из двойных интерметаллидов титан - медь по реакции TimCun + С ^ TiC +Cu. Ранее [20] мы показали, что такая реакция восстановления железа идет в механоактивированных порошковых смесях с углеродом (сажей) ферротитана марки ФТи35С5, который на 65 % состоит из титанида железа Fe2Ti. Продукты синтеза в режиме теплового взрыва или послойного горения состоят из карбида титана и феррита, легированного кремнием и алюминием.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

В качестве исходных порошковых материалов для синтеза композитов TiC + Cu были использованы порошки, полученные из смесей элементных составов Ti + Cu (43.0 вес.% Ti + 57.0 вес.% Cu) и 2Ti + Cu (60.14 вес.% Ti + 39.86 вес.% Cu). Смеси титана и меди указанных выше составов обрабатывали в течение 10 минут в планетарной мельнице при скорости вращения барабанов 480 об/мин при массовом соотношении смеси и шаров равном 20. Механоактивированные смеси прессовали до плотности 0.55 и спекали в вакууме. Температура спекания не превышала 930 °С из-за оплавления прессовки состава Ti + Cu. Для обоих составов основной фазой был интерметаллид Ti3Cu4. Его объемное содержание было 93.8 % для состава Ti + Cu и 78.1 % для состава 2Ti + Cu, в котором содержание целевой фазы Ti2Cu составляло всего 11.2 %. Также в обоих продуктах спекания оставалось немного непрореагировавших меди и титана. Наибольшее содержание непрореагировавшего титана (7.4 %) обнаружено в продуктах спекания смеси 2Ti + Cu. Несмотря на многофазность, мы в дальнейшем будем для простоты обозначать порошковые продукты СВС химическими формулами целевых интерметаллидов: Ti2Cu и TiCu.

В интерметаллидные порошки с указанным выше фазовым составом добавляли сажу в количестве, необходимом для того, чтобы связать весь титан в карбид титана. Полученную смесь обрабатывали в течение 10 минут в планетарной мельнице при 755 об/мин и массовом соотношении шары/смесь равном 20. Материал шаров - подшипниковая сталь ШХ15, а барабанов - нержавеющая сталь. Механоактивированные смеси прессовали в цилиндрические образцы, в которых поджигающей таблеткой инициировали реакцию синтеза в волновом режиме. Продукты синтеза исследовали на оборудовании Центра коллективного пользования "Нанотех" ИФПМ СО РАН методами рентгеноструктурного анализа (дифрактометр ДРОН-8, Буревестник, Россия), оптической металлографии (AXIOVERT-200MAT, Zeiss, Germany) и сканирующей электронной микроскопии (EVO 50, Zeiss, Германия). Идентификацию фаз по результатам рентгеноструктурного анализа проводили с применением базы рентгеновских данных ASTM, а обработку первичных результатов - с использованием программы RENEX и программы полнопрофильного анализа PDWIN.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

Согласно результатам рентгеноструктурного анализа (рис. 1, табл. 1) продукты СВС в реакционных смесях обоих составов содержат только целевые фазы: карбид титана и медь. То есть неоднофазность использованных нами для синтеза порошков Ti-Cu не стала препятствием для достижения целевого фазового состава продуктов синтеза. По-видимому, несвязанный титан, присутствующий в реакционной смеси, прореагировал с углеродом с образованием карбида, а свободная медь не участвовала в реакциях и вместе с восстановленной из интерметаллидов медью образовала связку.

Рис. 1. Рентгенограммы продуктов СВС в механоактивированных смесях составов: Ti2Cu + С (а) и TiCu + С (b)

Fig. 1. X-ray diffraction patterns of SHS products in mechanically activated mixtures of the compositions:

Ti2Cu + C (a) and TiCu + C (b)

Таблица 1. Фазовый состав продуктов СВС

Table 1. Phase composition of SHS products

Реакционная смесь Reaction mixture Фазовый состав продуктов СВС, об.% Phase composition of SHS products, vol.% Параметры решетки, нм Lattice parameters, nm

TiC Cu TiC Cu

TiCu + С 43.0 57.0 0.4295 0.3600

Ti2Cu + С 59.5 40.5 0.4301 0.3602

Справочные данные / Reference data 0.4327 (TiCc.98) [23] 0.3615

Относительное содержание карбида и меди в продуктах СВС, как и следовало ожидать, зависит от элементного соотношения в реакционных смесях, которое осталось неизменным в процессе синтеза. Параметр решетки карбида оказался значительно меньше, чем справочные значения для карбида состава близкого к эквиатомному (0.4327 нм) и значительно ниже значений, полученных в [21] для карбида титана в продуктах синтеза в реакционных смесях порошков титана, меди и графита. Наиболее вероятная причина уменьшения параметра решетки карбида титана - его нестехиометричность. Согласно справочным данным [22] полученные нами значения параметра решетки соответствуют составу ^^.5. Значения параметра решетки меди оказались на уровне справочных данных для чистой меди (0.3600 - 0.3607 нм).

Морфология порошков, полученных дроблением пористых спеков-продуктов синтеза, приведена на рис. 2. Для изучения внутреннего строения продуктов синтеза СВС порошки были компактированы горячим уплотнением давлением 400 МПа после кратковременного нагрева капсулированных порошков до 900 °С. В результате были получены пластинки с пористостью не более 10 %, шлифованием и полированием которых на алмазных пастах были приготовлены металлографические шлифы.

На оптических изображениях нетравленых шлифов (рис. 3) отчетливо различается карбидная фаза серого цвета и светлые области меди. Серые карбидные частицы в структуре (на рис. 3, а) располагаются в основном обособлено и только в некоторых местах примыкают к светлым областям медной связки. На рис. 3, Ь крупные карбидные частицы отсутствуют, но в обширных серых областях угадывается композиционная структура, детальное исследование которой было продолжено с применением сканирующей электронной микроскопии.

а) b)

Рис. 2. Морфология порошковых продуктов СВС в механоактивированных смесях Ti2Cu + С (а) и TiCu + С (b)

Fig. 2. Morphology of SHS powder products in mechanically activated mixtures of Ti2Cu + C (a) and TiCu + C (b)

Рис. 3. Оптические изображения микроструктуры горячеуплотненных продуктов СВС в механоактивированных смесях Ti2Cu + С (а) и TiCu + С (b)

Fig. 3. Optical images of the microstructure of hot-compacted SHS products in mechanically activated mixtures

of Ti2Cu + C (a) and TiCu + C (b)

На изображениях (рис. 4) в обратно рассеянных электронах (BSE) видим, что карбидные включения в структуре композита (рис. 4, а) имеют округлую форму и размер до 3 мкм.

Рис. 4. Изображение в обратно рассеянных электронах (BSE) микроструктуры горячеуплотненных продуктов СВС

в механоактивированных смесях Ti2Cu + С (а) и TiCu + С (b)

Fig. 4. Backscattered electron (BSE) image of the microstructure of hot-compacted SHS products in mechanically activated mixtures Ti2Cu + C (a) and TiCu + C (b)

В структуре композита, синтезированного из смесей TiCu + С (рис. 4, b), карбидные частицы имеют на порядок меньший размер (не более 300 нм) и однородно распределены в объеме медной матрицы. Такое большое различие в дисперсности карбидных частиц в композитах можно объяснить условиями формирования карбидной фазы при синтезе. Измеренные нами температуры горения реакционных смесей обоих составов на 250 - 300 градусов превышали температуру плавления меди, то есть на фронте горения появлялась жидкая фаза, а синтез карбида титана происходил по обычному механизму, который реализуется в этих условиях [24]: зарождение карбидных зародышей в жидком растворе титана и углерода в расплавленной меди и их рост на стадии охлаждения расплава до температуры его кристаллизации. Так как объемная доля карбидной фазы в продуктах синтеза в смесях Ti2Cu + С в полтора раза больше, чем для смеси TiCu + С (см. табл. 1), то больше и вероятность слияния карбидных частиц в процессе их роста.

Достоверность нашей идентификации элементов структуры на рис. 4 дополнительно подтверждается элементным анализом методом энергодисперсионной спектроскопии (EDS). Согласно результатам локального элементного анализа (рис. 5, табл. 2) округлые включения в структуре продуктов синтеза в смесях Ti2Cu + С действительно являются нестехиометрическим, дефицитным по углероду карбидом титана, что хорошо согласуется с результатами рентгеноструктурного анализа (см. табл. 1). Установить элементный состав субмикронных частиц в структуре композита TiCu + С на рис. 4, b методом EDS невозможно, однако согласно значениям параметра решетки карбида титана, приведенным в табл. 1, эти частицы также являются нестехиометрическим карбидом титана.

I il; 4А ■ тС I? Лр JTVr > 4

%

%ГТ , Лёы

I VI

* <. ^ivM * J

m t J^

Эле«тронноегасС|мжение 1

Рис. 5. Точечный элементный анализ дисперсных включений в структуре композита, синтезированного из смеси Ti2Cu + C

Fig. 5. Point elemental analysis of dispersed inclusions in the structure of a composite synthesized from a Ti2Cu + C mixture

Таблица 2. Элементный состав дисперсных включений в структуре СВС композита, синтезированного из смеси Ti2Cu + С (см. рис. 6)

Table 2. Elemental composition of dispersed inclusions in the structure of the SHS composite synthesized from a Ti2Cu + C mixture (see Fig. 6)

Номер спектра Spectrum number Элементный состав, ат.% / Elemental composition, at.%

C Ti Cu У

Spectrum 2 37.74 59.43 2.83 100

Spectrum 1 31.49 67.38 1.13 100

Spectrum 7 33.96 64.93 1.11 100

Для идентификации светлых областей в структуре композитов на рис. 3 - 5 мы выполнили картирование области, содержащей достаточно крупные светлые включения. Согласно картам распределения титана и меди (рис. 6) медь составляет основу светлых участков в структуре композитов, то есть относится к медной связке. Выявить медную связку картированием в структуре композита, синтезированного из смеси TiC + Cu на рис. 4, b, не представляется возможным из-за дисперсности структуры. Однако благодаря тоновому контрасту, возникающему при BSE режиме съемки из-за большого различия атомного веса меди по сравнению с атомными весами титана и углерода, микроскопическая структура композитов TiC + Cu хорошо различима на всех изображениях на рис. 4 - 6.

Рис. 6. Карты распределения меди и титана в структуре горячеуплотненного СВС композита,

синтезированного из смеси Ti2Cu + С

Fig. 6. Distribution maps of copper and titanium in the structure of a hot-compacted SHS composit

synthesized from a Ti2Cu + C mixture

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Синтезом в механоактивированных порошковых смесях титанидов меди с углеродом (сажей) получены композиты со структурой, включающей дисперсные карбидные включения в медной матрице. В зависимости от элементного соотношения титана и меди в реакционных смесях размер карбидных включений изменяется на порядок величины. Наиболее перспективен для практического применения в качестве дугостойких разрывных контактов медноматричный композит, синтезированный с использованием реакционной смеси с эквиатомным содержанием титана и меди. Структура этого композита состоит из субмикронных (менее 300 нм) частиц карбида титана, однородно распределенных в медной матрице (связке).

Работа выполнена при финансовой поддержке Российского научного фонда (грант № 23-29-00106).

The work was carried out with financial support from the Russian Science Foundation (grant No. 23-29-00106).

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Справочник по электротехническим материалам.

В 3 томах / под ред. Ю.В. Корицкого, В.В. Пасынкова, Б.М. Тареева. Л.: Энергоатомиздат, 1988. 726 с.

2. Брон О. Б. Проблемы контактов в сильноточном аппаратостроении // Электричество. 1979. № 10. С. 39-44.

3. Буткевич Г.В., Белкин Г.С., Ведешенков Н.А., Жаворонков М.А. Электрическая эрозия сильноточных электродов и контактов. М.: Энергия, 1978. 253 с.

4. Kwon Y.-S., Dudina D. V., Korchagin M. A., Lomovsky O. I., Kim H.-S. Solid-state Synthesis of Titanium Diboride in Copper Matrix // Journal of Metastable and Nanocrystalline Materials, 2003, vol. 15-16, pp. 253-258.

https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/jmnm.15-16.253

5. Дудина Д. В., Ломовский О. И., Корчагин М. А., Мали В. И. Реакции в металлической матрице: синтез и свойства нанокомпозитов TiB2-Cu // Химия в интересах устойчивого развития. 2004. Т. 12, № 3. С. 319-325.

REFERENCES

1. Spravochnik po elektrotekhnicheskim materialam. V 3 tomakh [Handbook of electrical materials]. Pod red. Yu.V. Koritskogo, V.V. Pasynkova, B.M. Tareyeva. Leningrad: Energoatomizdat Publ., 1988. 726 p.

2. Bron O. B. Problemy kontaktov v sil'notochnom apparatostroyenii [Problems of contacts in high-current equipment manufacturing]. Elektrichestvo [Electricity], 1979, no. 10, pp. 39-44. (In Russian).

3. Butkevich G. V., Belkin G. C., Vedeshenkov N. A., Zhavoronkov M. A. Elektricheskaya eroziya sil'notochnykh elektrodov i kontaktov [Electrical erosion of high current electrodes and contacts]. Moscow: Energy Publ., 1978. 253 p.

4. Kwon Y.-S., Dudina D. V., Korchagin M. A., Lomovsky O. I., Kim H.-S. Solid-state Synthesis of Titanium Diboride in Copper Matrix. Journal of Metastable and Nanocrystalline Materials, 2003, vol. 15-16, pp. 253-258.

https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/jmnm.15-16.253

5. Dudina D. V., Lomovsky O. I., Korchagin M. A., Mali V. I. Reactions in a metal matrix: synthesis and properties of TiB2-Cu nanocomposites. Chemistry for Sustainable Development, 2004, vol. 12, iss. 3, pp. 319-325.

6. Ломовский О. И., Мали В. И., Дудина Д. В., Корчагин М. А., Анисимов А. Г., Швецов Г. А., Болдырев В. В., Kim J. S., Kwon Y. S. Получение и электроэрозионные свойства нанокомпозитов TiB2/Cu // Неорганические материалы. 2006. Т. 42. № 7. С. 817-822.

7. Kwon Y.-S., Kim J.-S., Park J.-J., Kim H.-T., Dudina D. V. Microstructure of Cu-TiB2 nanocomposite during spark plasma sintering // Materials Science Forum, 2004, vol. 449-452, no. II, pp. 1113-1116.

https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/msf.449-452.1113

8. Kwon Y.-S., Kim J.-S., Dudina D. V., Lomovsky O. I., Korchagin M. A., Mali V. I. Electric erosion behavior of nanocomposites // Journal of Metastable and Nanocrystalline Materials, 2005, vol. 24-25, pp. 727-731. https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/imnm.24-25.727

9. Kim J.-S., Kwon Y.-S., Dudina D. V., Lomovsky O. I., Korchagin M. A., Mali V. I. Nanocomposites TiB2-Cu: Consolidation and erosion behavior // Journal of Materials Science, 2005, vol. 40, no. 13, pp. 3491-3495. https://doi.org/10.1007/s10853-005-2854-2

10. Liang Y., Han Z., Li X., Zhang Z., Ren L. Study on the reaction mechanism of self-propagating high-temperature synthesis of TiC in the Cu-Ti-C system // Materials Chemistry and Physics, 2012, vol. 137, pp. 200-206. https://doi.org/10.1016/i.matchemphys.2012.09.007

11. Zarrinfar N., Kennedy A. R., Shipway P. H. Reaction synthesis of Cu-TiCx master-alloys for the production of copper-based composites // Scripta Materialia, 2004, vol. 50, pp. 949952. https://doi.org/10.1016/i.scriptamat.2004.01.007

12. Sadeghi N., Aghajani H., Akbarpour M. R. Microstructure and tribological properties of in-situ TiC-C/Cu nanocomposites synthesized using different carbon sources (graphite, carbon nanotube and graphene) in the Cu-Ti-C system // Ceramics International, 2018, vol. 44, no. 18, pp. 22059-22067. https://doi.org/10.1016/i.ceramint.2018.08.316

13. Wang F., Li Y., Yamanaka K., Wakon K., Harata K., Chiba A. Influence of two-step ball-milling condition on electrical and mechanical properties of TiC-dispersion-strengthened Cu alloys // Materials and Design, 2014, vol. 64, pp. 441-449. https://doi.org/10.1016/j.matdes.2014.08.027

14. Zhang E., Li S., Ren J., Zhang L., Han Y. Effect of extrusion processing on the microstructure, mechanical properties, biocorrosion properties and antibacterial properties of Ti-Cu sintered alloys // Materials Science and Engineering C, 2016, vol. 69, pp. 760-768. https://doi.org/10.1016/i.msec.2016.07.051

15. Dudina D. V., Korchagin M. A., Gavrilov A. I., Bulina N. V., Batraev I. S., Esikov M. A., Georgarakis K., Kato H. Formation of TiC-Cu nanocomposites by a reaction between Ti25Cu75 melt-spun alloy and carbon // Materials Letters, 2019, vol. 235, pp. 104-106. https://doi.org/10.1016/i .matlet.2018.10.002

16. Dudina D. V., Vidyuk T. M., Korchagin M. A.,

Gavrilov A. I., Bulina N. V., Esikov M. A., Datekyu M., Kato H. Interaction of a Ti-Cu Alloy with Carbon: Synthesis of Composites and Model Experiments // Materials, 2019, vol. 12, no. 9, 1482. https://doi.org/10.3390/ma12091482

17. Свойства, получение и применение тугоплавких соединений: справочник / под ред. Т.Я. Косолаповой. М.: Металлургия, 1986. 928 с.

6. Lomovskii O. I., Dudina D. V., Korchagin M. A., Boldyrev V. V., Maly V. I., Anisimov A. G., Shvetsov G. A., Kim J.-S., Kwon Y.-S. Preparation and electrical erosion resistance of TiB2/Cu nanocomposites. Inorganic Materials, 2006, vol. 42, no. 7, pp. 739-743. https://doi.org/10.1134/s0020168506070090

7. Kwon Y.-S., Kim J.-S., Park J.-J., Kim H.-T., Dudina D. V. Microstructure of Cu-TiB2 nanocomposite during spark plasma sintering. Materials Science Forum, 2004, vol. 449-452, no. II, pp. 1113-1116.

https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/msf.449-452.1113

8. Kwon Y.-S., Kim J.-S., Dudina D. V., Lomovsky O. I., Korchagin M. A., Mali V. I. Electric erosion behavior of nanocomposites. Journal of Metastable and Nanocrystalline Materials, 2005, vol. 24-25, pp. 727-731. https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/imnm.24-25.727

9. Kim J.-S., Kwon Y.-S., Dudina D. V., Lomovsky O. I., Korchagin M. A., Mali V. I. Nanocomposites TiB2-Cu: Consolidation and erosion behavior. Journal of Materials Science, 2005, vol. 40, no. 13, pp. 3491-3495. https://doi.org/10.1007/s10853-005-2854-2

10. Liang Y., Han Z., Li X., Zhang Z., Ren L. Study on the reaction mechanism of self-propagating high-temperature synthesis of TiC in the Cu-Ti-C system. Materials Chemistry and Physics, 2012, vol. 137, pp. 200-206. https://doi.org/10.1016/i.matchemphys.2012.09.007

11. Zarrinfar N., Kennedy A. R., Shipway P. H. Reaction synthesis of Cu-TiCx master-alloys for the production of copper-based composites. Scripta Materialia, 2004, vol. 50, pp. 949-952. https://doi. org/10.1016/j. scriptamat.2004.01. 007

12. Sadeghi N., Aghajani H., Akbarpour M. R. Microstructure and tribological properties of in-situ TiC-C/Cu nanocomposites synthesized using different carbon sources (graphite, carbon nanotube and graphene) in the Cu-Ti-C system. Ceramics International, 2018, vol. 44, no. 18, pp. 22059-22067. https://doi.org/10.1016/i .ceramint.2018.08.316

13. Wang F., Li Y., Yamanaka K., Wakon K., Harata K., Chiba A. Influence of two-step ball-milling condition on electrical and mechanical properties of TiC-dispersion-strengthened Cu alloys. Materials and Design, 2014, vol. 64, pp. 441-449. https://doi.org/10.1016/i.matdes.2014.08.027

14. Zhang E., Li S., Ren J., Zhang L., Han Y. Effect of extrusion processing on the microstructure, mechanical properties, biocorrosion properties and antibacterial properties of Ti-Cu sintered alloys. Materials Science and Engineering C, 2016, vol. 69, pp. 760-768. https://doi.org/10.1016/i.msec.2016.07.051

15. Dudina D. V., Korchagin M. A., Gavrilov A. I., Bulina N. V., Batraev I. S., Esikov M. A., Georgarakis K., Kato H. Formation of TiC-Cu nanocomposites by a reaction between Ti25Cu75 melt-spun alloy and carbon. Materials Letters, 2019, vol. 235, pp. 104106. https://doi.org/10.1016/i.matlet.2018.10.002

16. Dudina D. V., Vidyuk T. M., Korchagin M. A.,

Gavrilov A. I., Bulina N. V., Esikov M. A., Datekyu M., Kato H. Interaction of a Ti-Cu Alloy with Carbon: Synthesis of Composites and Model Experiments. Materials, 2019, vol. 12, no. 9, 1482. https://doi.org/10.3390/ma12091482

17. Svoystva, polucheniye i primeneniye tugoplavkikh soyedineniy: spravochnik [Properties, production and use of refractory compounds]. Pod red. T.Ya. Kosolapovoy. Moscow: Metallurgy Publ., 1986. 928 p.

18. Zhu Y. D., Yan M. F., Zhang Y. X., Zhang C. S. First-principles investigation of structural, mechanical and electronic properties for Cu-Ti intermetallics // Computational Materials Science, 2016, vol. 123, pp. 70-78. https://doi.org/10.1016/j.commatsci.2016.06.015

19. Диаграммы состояния двойных металлических систем: Справочник. В 3 томах / Под ред. Н.П. Лякишева

М.: Машиностроение, 1998.

20. Pribytkov G. A., Baranovskiy A. V., Korzhova V. V., Krinitcyn M. G. Mechanoactivated SHS in Ferrotitanium-Carbon Black Powder Mixtures // International Journal of Self-Propagating High-Temperature Synthesis, 2020, vol. 29, no. 1, pp. 61-63. https: //doi.org/10.3103/S10613 86220010082

21. Zarrinfar N., Shipway P. H., Kennedy A. R., Saidy A. Carbide stoichiometry in TiCx and Cu-TiCx produced by self-propagating high-temperature synthesis // Scripta Materialia, 2002, vol. 46, pp. 121-126. https://doi.org/10.1016/S 1359-6462(01)01205-2

22. Зуева Л. В., Гусев А. И. Влияние нестехиометрии и упорядочения на период базисной структуры кубического карбида титана // Физика твердого тела. 1999. Т. 41, вып. 7. С. 1134-1141.

23. Самсонов Г. В., Упадхая Г. Ш., Нешпор В. С. Физическое материаловедение карбидов. Киев: Наукова думка, 1974. 455 с.

24. Рогачев А. С., Мукасьян А. С. Горение для синтеза материалов. М.: Физматлит, 2013. 400 с.

18. Zhu Y. D., Yan M. F., Zhang Y. X., Zhang C. S. First-principles investigation of structural, mechanical and electronic properties for Cu-Ti intermetallics. Computational Materials Science, 2016, vol. 123, pp. 70-78. https://doi.org/10.1016/j.commatsci.2016.06.015

19. Diagrammy sostoyaniya dvoynykh metallicheskikh system: Spravochnik. V 3 tomakh [Phase diagrams of binary metal systems: Reference book. In 3 volumes]. Pod red.

N.P. Lyakisheva. Moscow: Mashinostroenie Publ., 1998.

20. Pribytkov G. A., Baranovskiy A. V., Korzhova V. V., Krinitcyn M. G. Mechanoactivated SHS in Ferrotitanium-Carbon Black Powder Mixtures. International Journal of Self-Propagating High-Temperature Synthesis, 2020, vol. 29, no. 1, pp. 61-63. https://doi.org/10.3103/S1061386220010082

21. Zarrinfar N., Shipway P. H., Kennedy A. R., Saidy A. Carbide stoichiometry in TiCx and Cu-TiCx produced by self-propagating high-temperature synthesis // Scripta Materialia, 2002, vol. 46, pp. 121-126. https://doi.org/10.1016/S1359-6462(01)01205-2

22. Zueva L. V., Gusev A. I. Effect of nonstoichiometry and ordering on the period of the basis structure of cubic titanium carbide. Physics of the Solid State, 1999, vol. 41. no. 7, pp. 10321038. https://doi.org/10.1134/1.1130931

23. Samsonov G. V., Upadkhaya G. Sh., Neshpor V. S. Fizicheskoye materialovedeniye karbidov [Physical materials science of carbides]. Kyiv: Naukova dumka Publ., 1974. 455 p.

24. Rogachev A. S., Mukas'yan A. S. Goreniye dlya sinteza materialov [Combustion for materials synthesis]. Moscow: Fizmatlit Publ., 2013. 400 p.

Поступила 18.01.2024; после доработки 19.02.2024; принята к опубликованию 05.03.2024 Received January 18, 2024; received in revised form February 19, 2024; accepted March 5, 2024

Информация об авторе

Прибытков Геннадий Андреевич,

доктор технических наук, главный научный сотрудник, ИФПМ СО РАН, г. Томск, Российская Федерация, e-male: gapribyt@mail.гы

Барановский Антон Валерьевич,

кандидат технических наук, младший научный сотрудник, ИФПМ СО РАН, г. Томск, Российская Федерация

Коржова Виктория Викторовна,

кандидат технических наук, научный сотрудник, ИФПМ СО РАН, г. Томск, Российская Федерация

Фирсина Ирина Александровна,

кандидат технических наук, младший научный сотрудник, ИФПМ СО РАН, г. Томск, Российская Федерация

Акимов Кирилл Олегович,

кандидат технических наук, научный сотрудник, ИФПМ СО РАН, г. Томск, Российская Федерация

Кривопалов Владимир Петрович,

ведущий технолог, ИФПМ СО РАН, г. Томск, Российская Федерация

Information about the author Gennady A Pribytkov,

Dr. Sci. (Eng.), Chief Researcher, Institute of strength physics and materials science SB RAS, Tomsk, Russian Federation, e-male: gapribyt@mail. ru

Anton V. Baranovskiy,

Cand. Sci. (Eng.), Junior Researcher, Institute of strength physics and materials science SB RAS, Tomsk, Russian Federation

Victoria V. Korzhova,

Cand. Sci. (Eng.), Researcher, Institute of strength physics and materials science SB RAS, Tomsk, Russian Federation

Irina A Firsina,

Cand. Sci. (Eng.), Junior Researcher, Institute of strength physics and materials science SB RAS, Tomsk, Russian Federation

KiriU O. Akimov,

Cand. Sci. (Eng.), Researcher, Institute of strength physics and materials science SB RAS, Tomsk, Russian Federation

Vladimir P. Krivopalov,

Leading Technologist, Institute of strength physics and materials science SB RAS, Tomsk, Russian Federation