CC BY
13
УДК 541.13:620.193.6
НАНОРАЗМЕРНЫЕ КОМПОЗИТЫ, ПОЛУЧЕННЫЕ ЛАЗЕРНЫМ СПЕКАНИЕМ ПОРОШКОВ ЖЕЛЕЗО-НИКЕЛЬ-УГЛЕРОД, КАК ЭФФЕКТИВНЫЕ КАТОДЫ ДЛЯ ЭЛЕКТРОХИМИЧЕСКОГО ПОЛУЧЕНИЯ ВОДОРОДА
РЕШЕТНИКОВ С.М., ХАРАНЖЕВСКИЙ Е.В., КРИВИЛЁВ М.Д., САДИОКОВ Э.Е., * ГИЛЬМУТДИНОВ Ф.З., ПИСАРЕВА ТА.
Удмуртский государственный университет, 426034, г. Ижевск, ул. Университетская, 1 * Физико-технический институт УрО РАН, 42600, г. Ижевск, ул. Кирова, 132
АННОТАЦИЯ. Методом снятия катодных потенциодинамических кривых в 0,1М водном растворе NaOH изучено катодное поведение композитных слоев, полученных высокоскоростным лазерным спеканием ультрадисперсных порошков Fe-Ni-C. Показано, что такие слои, образованные на поверхности стальной подложки, имеют более высокую катодную активность, чем изученные для сравнения железо-армко и никель. Повышенная катодная активность композитных покрытий объяснена созданием на их поверхности высокоактивных неравновесных наноразмерных фаз.
КЛЮЧЕВЫЕ СЛОВА: лазерное спекание, композитные слои, система железо-никель-углерод, катодное выделение водорода.
ВВЕДЕНИЕ
В нашей предыдущей работе [1] были изучены лазерно-спеченные композитные слои, полученные на основе наноразмерных порошков железо-никель. Методом снятия потенциодинамических кривых в 0.1 М водном растворе едкого натра, было показано, что такие слои, образованные на поверхности нелегированной стали, имеют более высокую катодную активность в реакции электрохимического выделения водорода, чем изученные для сравнения железо и никель.
Методом рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии (РФЭС), рентгенофазового и рентгеноструктурного анализа было установлено, что в ходе лазерной обработки наноструктурных порошков Fe-Ni с содержанием никеля 3-10масс.%1, образуются композитные слои, сохраняющие наноразмерность элементов поверхностного слоя на глубину до 40 нм. Основными элементами поверхности являются наноразмерные частицы железа в несплошной никелевой оболочке с образованием связей Fe-Ni. Кроме того, поверхностные слои глубиной до 20 нм содержат оксидные формы железа и никеля. Повышенная электрохимическая активность таких слоев, в частности, в реакции катодного выделения водорода, объяснена созданием на поверхности высокоактивных метастабильных фаз [2].
Отметим, что реакция катодного выделения водорода неоднократно изучалась на сплавах Fe-Ni [3 - 5]. В щелочных средах, в частности, наибольшую катодную активность проявляют сплавы Fe-Ni с содержанием никеля до 20 %.
В работе [6] было установлено, что наличие карбидов в наноразмерных композитах на основе переходных металлов, в том числе железа и никеля, повышает катодную активность таких материалов. При этом показано, что положительное влияние оказывают не только стехиометрические карбиды переходных металлов, но и соединения металл-углерод нестехиометрического состава.
Учитывая изложенное, существенный интерес представляет изучение электрохимической активности нанокомпозитов, полученных лазерных спеканием исходных наноразмерных композиций состава Fe-Ni-C.
1 Далее по тексту состав композитов указан в массовых процентах.
МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
Исходными материалами для получения порошка, содержащего нанокомпозитные частицы железа, никеля и углерода, являются карбонильное железо марки Р-20, углерод в виде графита и шестиводный карбонат никеля (№С03-6Н20) квалификации х.ч. Подготовка порошка заключалась в механическом измельчении карбонильного железа в мельнице-активаторе планетарного типа в течение 10 мин, добавлении в порошок карбоната никеля и углерода в количестве, необходимом для достижения соотношения Fe3C+20%Ni; отжиге в среде водорода при 500 °С; заливке полученного порошка гептаном.
Процессы, происходящие при механоактивации порошков систем Fe-Ni на макроскопическом уровне, описаны в работе [7]. Высокоэнергетическое воздействие на частицы порошка в зоне соударения приводит к протеканию следующих процессов: пластическая деформация частиц, их разрушение и соединение друг с другом за счет холодной сварки. Разрушение частиц приводит к увеличению дисперсности порошка, а холодная сварка - к укрупнению частиц. Интенсивная пластическая деформация вызывает эволюцию дислокационной структуры, что в итоге приводит к формированию нанокристаллического состояния.
В ходе совместного размола происходит распад карбоната никеля до №0, С02 и Н20. Оксид никеля при последующем отжиге образовавшихся в ходе механохимического превращения продуктов в атмосфере водорода превращается в нульвалентный никель. Лазерное спекание подготовленного порошка проводили с помощью лазерной установки ЬВев1§пег F1, работающей в импульсном режиме генерации излучения.
Рентгеноструктурные исследования подготовленного порошка проводились на автоматизированной установке ДРОН-6М в Со - Ка излучении с шагом угла 20 равным 0,02°. Рентгеноструктурное исследование после стадии механической активации порошка показало наличие только линий, соответствующих а-Ре (см. рис. 1, линия 1), таким образом, в результате размола графит становится рентгеноаморфным. Ширина и форма дифракционных линий свидетельствует о нанокристаллическом состоянии с высокой степенью микродеформаций кристаллической решетки альфа-железа. После отжига в среде водорода также обнаруживаются только линии, принадлежащие а^е (см. рис. 1, линия 2). Нульвалентный металлический никель осаждается на поверхности частиц железа и является рентгеноаморфным вследствие его наноразмерного состояния [2]. Уменьшение ширины дифракционных линий говорит о протекании процессов рекристаллизации в альфа-железе, в результате которого происходит снятие напряжений и некоторое увеличение размеров кристаллитов субструктуры железа. На рентгенограммах обнаружено разрешение дублета тетрагональности мартенсита, формирующегося в результате твердофазной диффузии углерода в матрицу железа и образования мартенситной структуры после охлаждения отожженного порошка продувкой водородом. Результирующий порошок представляет собой сложный композитный материал, состоящий из частиц со структурой чередующихся слоев рентгеноаморфного графита и тетрагонального мартенсита, на поверхности которых осаждены наноразмерные частицы никеля в виде несплошной никелевой оболочки.
Как уже отмечалось, лазерное спекание подготовленного порошка проводили с помощью лазерной установки LDesigner F1, работающего в импульсном режиме генерации излучения. Поверхностное покрытие наносили на подложку из стали 20. Толщина результирующего покрытия составляла от 0,2 до 1 мм. Для нанесения покрытий использовался метод высокоскоростного лазерного спекания, который позволяет сохранить наноразмерную структуру исходного порошка после такой обработки [7]. Рентгеновская дифрактограмма образца № 125 после лазерного спекания приведена на рис. 1, кривая 3. Данная дифрактограмма характерна для всех других образцов. После спекания обнаруживаются только линии, соответствующие альфа- и гамма-железу, линии никеля и карбида железа не обнаруживаются вследствие высокой ультрадисперсности структурных элементов из этих фаз.
20 25 ЗО 35 40 45 50 55 60 65 70 75 80 85 90 95 100 105 110 115 120 125 130
20, град
I - интенсивность, 2© - угол дифракции;
1 - порошок после механического размола в мельнице активаторе; 2 - порошок после отжига при 500 °С в среде водорода; 3 - дифрактограмма покрытия после лазерного спекания (образец №125)
Рис. 1. Рентгеноструктурный анализ
Ширина и форма линий свидетельствуют о возникновении мелкокристаллического состояния с высокой степенью микродеформаций кристаллической решетки.
Для коррозионно-электрохимических исследований были подготовлены образцы с покрытием из нанокомпозита (Бе+6,7 % С)+20 % № различной толщины. В табл. 1 представлены условия подготовки образцов. Образцы обрабатывали с различной мощностью 25, 32 или 75 % от максимальной мощности излучения 50 Вт. Количество проходов для различных образцов составило от 7 до 12 для достижения заданной толщины покрытия. Скорость сканирования луча лазера для всех образцов равнялась 100 мм/с, а частота генерации импульсов - 30 кГц. Два образца после лазерного спекания отжигали в среде водорода в течение 1,5 ч с целью установления влияния отжига на электрохимическое поведение покрытия.
Таблица 1
Условия обработки образцов с исходным составом ^е - 6,7 мас.% С) + 20 % N1
Условный № образца Защитная среда Толщина спеченного слоя, мм Режим лазерной обработки
№105 Форвакуум 0,1 7 проходов; мощность 32 %; 14 линий на мм;
№111 Форвакуум 0,2 12 проходов; мощность 32 %; 18 линий на мм;
№116 Форвакуум + продувка аргоном ОСЧ 0,5 10 проходов; мощность 75 %; 22 линий на мм; отжиг в водороде при 550 °С 1,5 ч.
№117 Форвакуум 0,5 7 проходов; мощность 32 %; 14 линий на мм;
№118 Форвакуум + продувка аргоном ОСЧ 0,2 10 проходов; мощность 75 %; 24 линий на мм;
№119 Форвакуум + продувка аргоном ОСЧ 0,2 10 проходов; мощность 75 %; 22 линий на мм; отжиг в водороде при 550°С 1,5 ч
№125 продувка аргоном ОСЧ 0,2 10 проходов; мощность 75 %; 22 линий на мм; отжиг в водороде при 550°С 1,5 ч
Образцы с нанесенным покрытием для исследования методом рентгеновской фотоэлектронной микроскопии закреплялись на индиевой подложке. С целью изучения распределения концентраций элементов по глубине проводилось травление ионами аргона с энергией 0,9 кэВ и плотностью тока 12 мкА/см . Скорость травления ~ 1,0 - 1,2 нм/мин. Рентгеноэлектронные спектры (РЭ-спектры) всех образцов получены при М§Ка-излучении (1253,6 эВ). Вакуум в камере спектрометра 10-6 Па. Разрешение (ширина на половине высоты) по линии Ли4Г7/2 - 1,2 эВ. Относительная ошибка определения концентрации элементов 5 % (масс.) от измеряемой величины (в области средних концентраций). Точность определения энергии связи определялась шагом сканирования 0,1 эВ.
В качестве примера в табл. 2 и 3 представлены результаты РФЭС-анализа некоторых образцов. В табл. 2 представлена общая концентрация элементов в поверхностных слоях, включая адсорбированные кислород и углерод, а в табл. 3 - без их учета. Важно отметить, что в методе РФЭС средняя глубина анализа (толщина слоя вещества, дающая вклад в измеряемый спектр) составляет 1 - 3 нм и определяется средней длиной пробега электронов. При тонких поверхностных слоях оксидов спектр дает информацию также о составе приповерхностного слоя. Если РФЭС-спектр железа полностью соответствует окисленному металлу, а при этом, например, наблюдается спектр чистого никеля, это значит, что никель растворен в анализируемом слое оксида, но не окислен. В случае, когда металл может образовывать несколько оксидов, то в оксидной пленке от поверхности вглубь наблюдается последовательный переход от высших оксидов к низшим оксидам. Сравнение спектров, полученных на образцах с разными режимами лазерной обработки и последующего отжига, показывает несколько выявленных закономерностей для системы Бе-№-С.
Таблица 2
Общая концентрация элементов в поверхностных слоях, включая адсорбированные кислород и углерод (ат.%), на глубине до 10 нм
№ образца Элемент
С 0 Бе N1
116 70,3 29,0 0,7 0,0
119 51,7 40,4 4,0 0,8
118 50,0 46,9 2,8 0,3
Таблица 3
Соотношение концентраций элементов (ат.%) в поверхностных слоях за вычетом кислорода и углерода, адсорбированных и не участвующих в связи с металлом, на глубине до 10 нм
№ образца Элемент
С 0 Бе N1
116 66,0 27,2 6,8 0,0
119 27,9 51,5 17,0 3,6
118 40,3 47,2 11,1 1,4
Во-первых, тонкий поверхностный слой толщиной 1 - 5 нм сформирован стехиометрическими и нестехиометрическими оксидами железа, причем содержание нестехиометрических оксидов более вероятно на глубине 3 - 5 нм (рис. 2). В наших предыдущих исследованиях [1] было показано, что нестехиометрические оксиды шпинельного типа №Бе02 обладают высокой коррозионной устойчивостью благодаря высокой плотности и микротвердости.
Во-вторых, никель не фиксируется на поверхности, но присутствует в неокисленном состоянии на глубине 2 и более нм. Его отсутствие объяснено преимущественной диффузией
атомов железа к кислороду, что соответствует большей энергии связи Ме-О для железа, чем для никеля. Энергия связи пропорциональна изменению стандартной свободной энергии Гиббса при образовании химических соединений, а также величине изменения энтальпии при реакциях синтеза. Дополнительным фактором, препятствующим окислению никеля, является низкая диффузия кислорода в металлическом расплаве в процессе импульсной тепловой обработки лазерным излучением.
В-третьих, РФЭС фиксирует появление спектра карбида железа, соответствующего энергии связи Есв = 283,3 эВ по мере травления поверхностных слоев. Карбид железа явно идентифицируется в спектре, поскольку спектр чистого графита соответствует Есв = 284,2 эВ. Содержание карбида железа также подтверждается спектром чистого металлического железа, который уширен в сторону больших энергий связи, т. е. в область, характерную для связей Бе-С. В-четвертых, концентрация карбидов металлов, в первую очередь, карбида железа, увеличивается с глубиной и выходит на постоянное значение на глубинах от 2 до 20 нм. Лучшая точность может быть обеспечена дополнительными исследованиями.
01$, 10 тт Аг+
О-Ме О-О, ОН,С-0 Н20, соли мет.
Е св, эВ
Рис. 2. Спектры кислорода образцов после ионного травления 10 мин
На всех исследованных образцах на глубине 10 нм наблюдается интенсивная компонента спектра 01б с Есв ~ 530 эВ. Это значение энергии связи характерно для кислорода в оксидах железа. Положение Есв для N10 составляет 529,7 эВ. Пик в области Есв ~ 532 эВ может быть отнесен к кислороду, адсорбированному в различных формах, а также связанному с водородом, входящему в соединения с участием углерода и др. В целом на глубине проведенного анализа во всех образцах содержится большое количество кислорода.
Спектры железа после 10 мин ионного травления показаны на рис. 3. В исследованных образцах на глубине ~ 10 нм резко повышается интенсивность спектра в области энергий связи, характерных для чистого железа и железа, связанного с углеродом. Однако энергия связанного состояния несколько сдвинута относительно положения пиков, соответствующих карбиду железа. На основании этого можно сделать вывод, что взаимодействие железа с углеродом носит как адсорбционный характер, так же возможно и образование карбидов. По аналогии со спектрами кислорода в спектрах железа содержатся линии, соответствующие 2-х и 3-х валентному окисленному состоянию железа.
Fe2p(3/2), 10 min Ar+
Fefmett Fe-C 2+(ox) 3+(ox^
700 702 704 706 708 710 712 714 716 718 720 E св, эВ
Рис. 3. Спектры железа
Образцы для электрохимических измерений представляли собой цилиндры с площадью торца 0,5 см2. Нанесенный слой на торец цилиндра и был рабочей поверхностью электрода. Нерабочие поверхности электрода были изолированы эпоксидной смолой.
Перед электрохимическими испытаниями электроды зачищали мелкодисперсным оксидом алюминия, нанесенным на влажную ткань. После этого образцы промывали дистиллированной водой и обезжиривали этанолом. Далее образцы помещали в электрохимическую ячейку с 0,1М раствором NaOH.
Одновременно с этим включали потенциостат и задавали электродам потенциал Е=-1,5 В (потенциалы измерены относительно насыщенного хлоридсеребрянного электрода). При этом потенциале электрод выдерживали 15 мин, что способствовало частичному удалению оскисдных слоев, имеющихся на поверхности. Далее включали анодную поляризацию при скорости 1 мВ/с и доводили потенциал до величины Е = -1,1 В, т.е. несколько катоднее потенциала обратимого водородного электрода в данной среде (величина этого потенциала принята равной -970 мВ). Далее вновь включали катодную поляризацию с той же скоростью и доводили потенциал до исходного значения, т.е. Е = -1,5 В. Отметим, что прямой и обратный ход поляризационных кривых практически совпадает, что может свидетельствовать об обратимости протекающих процессов, связанных с катодным выделением водорода из щелочной среды по последующему уравнению [3, 5]:
H2O + e- ^ / H2 + OH- . (1)
Плотность тока пересчитывали на видимую (геометрическую) поверхность электрода. Для сравнения в этих же условиях снимали катодные поляризационные кривые электродов из железо-армко и никеля.
В ходе отработки методики эксперимента в процессе поляризации образцам задавали потенциалы более положительные, чем потенциал обратимого водородного электрода. При этом на электродах начинали происходить анодные процессы, связанные как с окислением элементов поверхности, так и их пассивацией, т.е. образованием оксидных форм.
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
На рис. 4 представлен фрагмент поляризационной кривой на примере образца №125. Можно видеть, что при переходе к потенциалам более положительным, чем потенциал обратимого водородного электрода, линейный ход поляризационной кривой нарушается. От потенциала около -0,9 В начинается анодный процесс. Поляризацию проводили до потенциала -0,75 В. Далее направление тока меняли и включали катодную поляризацию (направление поляризации на рис. 4 отмечено стрелками). Можно видеть, что при потенциале около -1,150 В кривые прямого и обратного хода сливаются, т.е. оксидные слои, которые могут понизить катодную активность электрода, восстанавливаются и поверхность электрода достигает прежнего состояния. Аналогичные результаты получены и для всех других образцов. Эти эксперименты подтверждают обратимость протекающей реакции (1) не только при поляризации в области катодных потенциалов, но и после поляризации электродов в области анодных потенциалов. Такое свойство исследуемых электродов может оказаться очень важным при использовании их в качестве катодов промышленных электролизеров. Самопроизвольная пассивация железо-никелевых электродов в щелочных средах происходит при технологических простоях и в других ситуациях при эксплуатации промышленных электролизеров. Исследованные нами электроды уже при повышенных катодных поляризациях переходят из пассивного состояния в активное с достижением исходных параметров катодного процесса.
На рис. 5 представлены потенциодинамические поляризационные кривые исследованных образцов в области потенциалов, соответствующих катодному выделению водорода. Отметим, что в случае компактных материалов подгруппы железа наименьшее перенапряжение данной катодной реакции (1) характерно для никеля [3, 5, 8].
Рис. 4. Фрагмент поляризационной кривой лазернообработанного образца №125. Стрелками указано направление поляризующего тока
1 - Бе; 2 - N1; 3 - №116, 111; 4 - №117, 118, 125;
5 - №105, 109 Рис. 5. Катодные участки поляризационных кривых в 0,1М КаОИ
Начальные участки поляризационных кривых в координатах Е-і§ і имеют линейный характер, т.е. подчиняются уравнению Тафеля с наклоном -ёЕ/ё і§ і ~ 110 - 120 мВ. Такой наклон вполне согласуется с литературными данными для компактных железа и никеля [3, 5, 8]. При потенциалах отрицательное -1,2 В кривые несколько увеличивают наклон, что можно взять с низкой буферной емкостью использованного раствора 0,1М №ОН.
Для сравнения относительной активности изучаемых электродов линейные тафелевские участки поляризационных кривых в координатах Е = 1) экстраполировали до
Е = -970 мВ, т.е. потенциала, приблизительно равного потенциалу обратимого водородного электрода в данных условиях. Экстраполированная плотность тока равна току обмена 1 катодной реакции Н20 + е- ^ У Н2 + ОН-. Результаты обработки полученных данных представлены в табл. 4.
Таблица 4
Перенапряжение водорода (п, В при 1 = 10-2 А/см2) и токи обмена (10, мкА/см2)
для исследованных образцов
Образец п, В і0, мкА/см2
N1 0,47 100
Бе 0,56 30
105 0,37 320
111 0,43 180
116 0,43 180
117 0,40 220
118 0,40 220
119 0,37 320
125 0,40 220
Примечание. Величина перенапряжения катодного процесса как разница между потенциалом под током и равновесным потенциалом принята в качестве положительной величины.
Как видно из рис. 4 и табл. 4, наименьший ток обмена катодной реакции, как и следовало ожидать, у электрода из железа-армко. Значительно более активен никелевый электрод. Наиболее высокий ток обмена, почти на порядок превышающий величину для Бе, имеют электроды №105 и №119, полученные лазерной обработкой порошкообразного состава Бе-№-С. Другие образцы, полученные в других режимах из порошка с содержанием 20 % N1, менее катодно активны, хотя и превосходят по этому свойству электрод из никеля.
Отметим, что исследованные в настоящей работе композиты более катодно активны, чем аналогичные образцы, содержащие 3 - 10 % N1 [1,2] и имеющие в своем составе следы углерода, характерные для данного образца исходного карбонильного железа. Как уже отмечалось, данные РФЭС свидетельствуют о наличие в поверхностных структурах связей Ме-С, в том числе и не полностью соответствующих стехиометрическим карбидам. Не исключено, что именно наличие метастабильных структур и придает исследованным образцам более высокую электрохимическую активность.
Учитывая, что одной из стадий реакции катодного выделения водорода из щелочного раствора является адсорбция воды и атомов водорода, можно полагать, что лазерная активация усиливает данные свойства электродов системы Бе-М-С и делает перспективным вопрос о применении таких материалов в технологии электрохимического получения водорода для целей развития водородной энергетики.
На основании изложенного, можно сделать такие выводы. Лазерная обработка порошкообразных материалов Бе-№-С при содержании никеля 20 масс.% приводит к созданию поверхностных слоев, отличающихся по своим свойствам от компактных материалов Бе-№. В значительной мере это связано с тем, что получаемые в ходе лазерной обработки поверхностные слои содержат наноразмерные структуры. В результате лазерная обработка таких материалов приводит к повышению активности полученных композитов, катодная активность которых значительно выше никеля, самого активного в этом отношении металла из группы железа.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
Лазерная обработка порошкообразных материалов системы Бе-№-С с содержанием N1 20 масс.% приводит к созданию на металлической подложке спеченного слоя с тем же содержанием компонентов и с сохранением наноразмерности поверхностных структур. Наличие метастабильных наноразмерных структур приводит к повышению активности таких материалов в реакции катодного выделения водорода. На этой основе возможно создание материалов, катодная активность которых значительно выше никеля, самого активного в этом отношении металла из группы железа.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Решетников С.М., Харанжевский Е.В., Кривилёв М.Д. Катодное выделение водорода на поверхности наноразмерных слоев, полученных лазерным спеканием порошков железо-никель // Химическая физика и мезоскопия. 2011. Т. 13, № 3. С. 419-424.
2. Харанжевский Е.В., Решетников С.М. Влияние распределения никеля на электрохимические свойства синтезированных слоев из нанокомпозита Бе-№ // Ядерная физика и инжиниринг. 2011. Т. 2, № 3. С. 235-239.
3. Лавренко В.А., Ягупольская Л.Н., Тикун В.Л. Перенапряжение выделения водорода на сплавах системы железо-никель // Электрохимия. 1973. Т. 9, № 12. С. 1808-1811.
5. Федорова Н.С. О связи между перенапряжением водорода на сплавах и межатомным расстоянием в них // Журнал физической химии. 1958. Т. 32, № 3. С. 506-511.
6. Сюгаев А.В., Лялина Н.В., Ломаева С.Ф. и др. Катодное выделение водорода на карбидах триады железа // Физикохимия Поверхности и Защита материалов. 2012. Т. 48, № 5. С. 1-6.
7. Харанжевский Е.В., Кривилев М.Д. Лазерное спекание нанокомпозитов Бе-№ // Физика металлов и металловедение. 2011. Т. 111, № 1. С. 54-63.
8. Антропов Л.И. Теоретическая электрохимия. М. : Высшая школа, 1984. 519 с.
NANOSCALE COMPOSITES PRODUCED BY LASER SINTERING OF IRON-NICKEL-CARBON POWDER AS EFFECTIVE CATHODES FOR THE ELECTROCHEMICAL PRODUCTION OF HYDROGEN
Reshetnikov S.M., Kharanzhevsky E.V., Krivilyov M.D., Sadiokov E.E., *Gilmutdinov F.Z., Pisareva T.A.
Udmurt State University, Izhevsk, Russia
*Physical-Technical Institute, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences, Izhevsk, Russia
SUMMARY. Cathodic behavior of composite layers have obtained by high-speed laser sintierind of ultrafine powder Fe-Ni-Chas been studied by the method of cathodic potentio-dynamic curves. It was proved that the layers formed at the steel substrate surface have a higher cathodic activity than the samples of iron-armco and nickel. The improved catodic activity is explained by formation of highly active nonequlibrium phases with nanoscale dimension.
KEYWORDS: laser sintering, composite layers, binary system Fe-Ni, cathodic emission of hydrogen.
Решетников Сергей Максимович, доктор химических наук, профессор кафедры физической и органической химии УдГУ, руководитель научно-образовательного центра «Физикохимия и технология наноматериалов», тел. (3412) 566277, e-mail: [email protected]
Харанжевский Евгений Викторович, кандидат технических наук, доцент кафедры общей физики УдГУ, заведующий лабораторией экспериментальной физики и автоматизированного эксперимента, тел. (3412) 916139, e-mail: [email protected]
Кривилёв Михаил Дмитриевич, кандидат физико-математических наук, доцент кафедры общей физики УдГУ, тел. (3412) 916230, e-mail: [email protected]
Садиоков Эдуард Евгеньевич, аспирант УдГУ
*Гильмутдинов Фаат Залалутдинович, кандидат физико-математических наук, заведующий отделом ФТИ УрО РАН
Писарева Татьяна Александровна, магистрант УдГУ
