CC BY
24
DOI: 10.37614/2307-5252.2020.3.4.034
УДК 539.213.2:548.5:538.9:539.378.3:539.4.015.1
СТРУКТУРА И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА КОМПОЗИТНЫХ АМОРФНО-КРИСТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ НА ОСНОВЕ АЛЮМИНИЯ, СИНТЕЗИРОВАННЫХ КРУЧЕНИЕМ ПОД ВЫСОКИМ ДАВЛЕНИЕМ
Е. А. Свиридова1, В. В. Бурховецкий1, Т. В. Цветков1, В. И. Парфений12, В. М. Ткаченко1, С. В. Васильев12, В. И. Ткач1
1Ггосударственное учреждение «Донецкий физико-технический институт им. А. А. Галкина», Донецк, Украина
2Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования «Донбасская национальная академия строительства и архитектуры», Макеевка, Украина
Аннотация
Приведены результаты структурных исследований и измерения твердости двух- и трехслойных образцов, полученных консолидацией методом кручения под высоким давлением быстроохлажденных лент сплавов на основе Al с аморфной и кристаллической структурами. Установлено, что деформация аморфных лент приводит к формированию нанокомпозитных структур, а кристаллических — к измельчению зеренной структуры и увеличению уровня микронапряжений. Установлено, что твердость консолидированных образцов возрастает с увеличением степени деформации и достигает 4,7 ГПа. Ключевые слова:
быстроохлажденные ленты, аморфная и кристаллическая структуры, кручение под высоким давлением, консолидация, нанофазный композит, микротвердость.
STRUCTURE AND MECHANICAL PROPERTIES OF COMPOSITE AMORPHOUS-CRYSTALLINE Al-BASED MATERIALS SYNTHESIZED BY HIGH PRESSURE TORSION
K. A. Svyrydova1, V. V. Burkovetskii1, T. V. Tsvetkov1, V. I. Parfeniy12, V. M. Tkachenko1, S. V. Vasiliev1,2, V. I. Tkatch1
1Galkin Donetsk Institute for Physics & Engineering, Donetsk, Ukraine 2Donbas National Academy of Engineering and Architecture, Makеyеvka, Ukraine
Abstract
The results of the structural studies and hardness measurements of bi- and three-layer samples obtained by high pressure torsion of melt-spun ribbons of Al-based alloys with amorphous and crystalline structures have been presented. It has been established that straining of amorphous ribbons results in formation of nanocomposite structure while that refinement of crystalline structure and increase of microstrains takes place in crystalline ribbon. It has been found that the hardness of the consolidated samples increases with the increase of the deformation level up to 4,7 GPa. Keywords:
rapidly quenched ribbons, amorphous and crystalline structures, high pressure torsion, consolidation, nanophase composite, microhardness.
Создание металлических сплавов с высокими уровнями физических свойств относится к одному из приоритетных направлений исследований современной физики твердого тела и физического материаловедения. Важную роль в этих исследованиях занимают разработки процессов, позволяющих значительно изменять структурное состояние сплавов и, следовательно, их физические свойства, например, интенсивная пластическая деформация (ИПД). Первоначально методы ИПД, рассмотренные в [1, 2], разрабатывались для модификации структуры кристаллических сплавов и обусловленного этими изменениями повышения уровня механических свойств. Однако последующие исследования показали, что методы ИПД могут быть использованы для консолидации дисперсных (порошковых) материалов [3], что представляет особый интерес для решения проблемы получения объемных изделий из дисперсных материалов с метастабильными структурами.
Еще одной группой методов воздействия на структуру и свойства сплавов являются различные методы закалки (в том числе из расплава), позволяющие получить широкий спектр неравновесных состояний, включая аморфное [4]. Экспериментально установлено, что аморфные металлические сплавы обладают уникальными комплексами физических свойств, практическая реализация которых обусловила создание промышленной базы для производства металлических стекол [5]. Более того, было установлено, что частичная кристаллизация некоторых стекол приводит к дополнительному повышению уровня их магнитных и прочностных свойств [6, 7].
Таким образом, представляется перспективной идея использовать методы ИПД для консолидации дисперсных материалов с неравновесными структурами. Исследования показали, что использование методов ИПД (равноканальной угловой экструзии, винтовой экструзии, кручения под высоким давлением, многократной прокатки или ковки) позволяет сохранить в объемных образцах неравновесные структуры, поскольку консолидация в условиях интенсивной деформации происходит при более низких (вплоть до комнатной) температурах [8-13]. В этих экспериментах консолидации подвергались порошковые [9-11] и ленточные [8, 12, 13] материалы на основе Al [8-10, 12], Fe [11] и Ni [13] с аморфной структурой, полученные распылением расплава и закалкой на вращающемся закалочном валке.
Анализ литературных данных показывает, что использование методов ИПД для консолидации аморфных металлических сплавов позволяет получить объемные образцы с повышенным (по сравнению с аморфным состоянием) уровнем прочностных свойств, что обусловлено формированием в аморфной матрице наномасштабных кристаллов в процессе деформации. Однако формирование аморфно-нанокристаллических композитных структур, как правило, сопровождается резким снижением пластичности [14]. Для решения этой проблемы авторы работы [15] предприняли попытку методом ковки консолидировать смесь порошков аморфного (Al84NÍ1oCe6) и кристаллического (Al94Fe4Moo,6VuZro,3) сплавов и установили, что добавки кристаллической фазы приводят к появлению пластической деформации консолидированных образцов.
Целью настоящей работы являлось изучение условий консолидации методом кручения под высоким давлением (КВД) [16] ленточных образцов закаленных из жидкого состояния сплавов на основе Al с аморфной (Al86NÍ9Gds) и кристаллической (Al95,1Cr2,5Mo1,4Tio,4Zro,3Vo,3) структурами, а также анализ структуры и свойств консолидированных образцов. Состав металлического стекла, обозначаемого далее как AlNiGd, близок к составу Ah?NÍ8Gd5, кристаллизация и деформация которого изучалась в работах [17, 18], а кристаллический сплав, обозначенный как AlCrMoTiZrV, является основой для разработки жаропрочных сплавов, склонных к дисперсионному твердению после закалки из жидкого состояния [19]. Эти составы близки к составам аморфной Al87Ni8Gd5-ленты и кристаллических чешуек Ab5,3Cr2jZrojMo1,3, консолидация которых изучалась в [20], где были установлены минимальные степени истинной деформации, необходимые для консолидации аморфных и кристаллических слоев.
Консолидация быстроохлажденных лент осуществлялась неограниченным методом кручения [4] между двумя наковальнями диаметром 5 мм под приложенными давлениями 2 и 4 ГПа. Деформации (от 1 до 6 полных оборотов) подвергались пакеты, составленные из кусочка ленты с кристаллической структурой толщиной 45 ± 5 мкм, помещенного между двумя кусочками аморфной ленты толщиной 66 ± 5 мкм. Для сравнительного анализа структурных изменений, обусловленных деформацией аморфной и кристаллической фаз, были получены двухслойные образцы, консолидированные из лент AlNiGd и AlCrMoTiZrV. Деформационное воздействие характеризовалось величиной истинной логарифмической деформации [21] etme = ln (2п Nr / h), где N — число полных оборотов, а r и h — расстояние от центра и диска и его конечная толщина соответственно.
Атомная структура образцов изучалась методами рентгеновской дифракции в CoKa-излучении на стандартном дифрактометре ДРОН-3М. Структура нанофазных композитов характеризовалась величинами среднего размера нанокристаллов L и доли превращенного объема X. Их значения рассчитывались из формулы Селякова — Шерера L = X / Bcos(9) [22], где X — длина волны рентгеновского излучения, B и 9 — ширина и угловое положение дифракционного максимума (111)-Al соответственно, и соотношения X = Ac / (Ac + Aa) [23], где Ac и Aa — площади от рассеяния кристаллической и аморфной фаз соответственно. Влияние деформации на кристаллическую структуру характеризовалась средними размерами когерентно рассеивающих областей <D> и микронапряжений <е2>12, значения которых оценивались по методу аппроксимации [22].
Микроструктурные исследования проводились с помощью сканирующего электронного микроскопа JSM-649oLV с применением энергодисперсионного рентгеновского спектрометра INCA Penta FETx3. Концентрационные изменения элементов, входящих в состав композитов, проявлялись по изменению контраста на изображениях в обратно рассеянных электронах и оценивались количественно по данным микрорентгеноспектрального анализа.
Микротвердость H измерялась с использованием микротвердомера ПМТ-3 под нагрузкой 0,49 Н. Измерения на относительно плоских участках поверхностей консолидированных дисков проводили
в трех позициях — в центральной зоне, на расстоянии, равном половине радиуса, и вблизи краев. Результаты измерений, проведенных на трех дисках, усреднялись.
Исследования поверхностей разрушения и поперечных сечений показали, что только четырехоборотное кручение приводит к формированию четко выраженной границы между аморфными и кристаллической лентами без несплошностей в центральной части диска (рис. 1). Из рис. 1 также видно, что диски, сформированные в условиях неограниченного режима процесса КВД, имеют форму выпуклых линз, что согласуется с результатами, приведенными в [3, 11]. При этом кристаллический материал (более темный) в центральной части диска оказывается инкапсулированным внутри аморфной оболочки. Возможной причиной выпуклой формы центральной части диска может быть вклад упругой деформации [3]. При увеличении приложенного давления толщина диска становится более однородной (рис. 1, б), что свидетельствует о снижении вклада упругой деформации.
Ь)_ 500|лп
Рис. 1. Микроструктура поперечного сечения трехслойных дисков из аморфной и кристаллической лент, подвергнутых деформации в четыре оборота под давлением 2 (а) и 4 (Ь) ГПа
Анализ микроструктуры консолидированных дисков показывает, что под давлением 2 ГПа в центральной части диска наиболее сильно деформируются наружные слои с аморфной структурой, несмотря на то что их твердость (2,6 ГПа) была существенно выше твердости внутреннего кристаллического слоя (1,5 ГПа). Эффект резкого снижения толщины наружных аморфных слоев практически отсутствует в дисках, консолидированных под давлением 4 ГПа (рис. 1, б), что свидетельствует о влиянии сжимающего давления на картину деформационного течения материалов. Различная природа легирующих элементов, входящих в состав аморфной и кристаллической лент, позволили визуализировать явление перемешивания слоев. Как видно из рис. 1, а, перемешивание слоев начинается на некотором расстоянии от центра (как схематично показано стрелкой слева), по мере удаления становится более интенсивным и, как показали исследования при больших увеличениях, начиная с некоторого расстояния (стрелка справа) материал становится однородным на микронном уровне и имеет средний состав AЬoNi5,6Gd2,2Crl,o5Moo,6lTio,l6Zro,l9Vo,l9. Приближенные оценки истинной логарифмической деформации, соответствующей началу 8ь и окончанию 8е процесса смешивания, показанного на рис. 1, а, дали значения 5,71 и 6,73 соответственно.
Рентгенографические исследования трехслойных дисков, полученных при различных условиях деформации, показали, что они имеют нанокомпозитные структуры, состоящие из нанокристаллов Al и остаточной аморфной матрицы (рис. 2, 1-4). Структура композитных дисков была аналогична структуре двухслойных дисков, консолидированных из аморфных лент (картина 5 на рис. 2). Для анализа вклада кристаллической ленты в структуру трехслойных композитов было исследовано влияние деформации на параметры тонкой структуры лент сплава AlCrMoTiZrV. Как видно из дифракционных картин (рис. 3), структура ленты и диска состоит преимущественно из кристаллов твердого раствора на основе Al и небольшого количества, вероятнее всего, алюминидов переходных металлов. Деформация двухслойного пакета кристаллических лент приводит к увеличению ширины
линий твердого раствора, что более четко проявляется на большеугловых рефлексах (вставка, рис. 3), и снижению относительной интенсивности линий интерметаллидов. Анализ показал, что постоянная решетки твердого раствора в дисках (0,4041 нм) несколько ниже, чем в быстроохлажденной ленте (0,4050 нм). Поскольку размеры атомов большинства переходных металлов, входящих в состав сплава Л1СгМоТ12гУ, меньше атомов А1, результаты, приведенные на рис. 3, свидетельствуют, что деформация приводит к увеличению насыщенности твердого раствора, что наблюдалось в [24] для сплава Лl99.55Zro.45.
со
Ч—I
СО
С ф
30 40 50 60 70 2 в deg
80
пз
00
с ф
123 124 125 126 127
2 в, deg.
40 50 60 70 2в, deg.
80
Рис. 2. Дифрактограммы трехслойных композитных (1-4) и двухслойных аморфных (5) дисков, полученных по различным режимам деформации: 1 — 2 ГПа, 1 об.; 2 — 4 ГПа, 1 об.; 3 — 2 ГПа, 4 об.; 4 — 4 ГПа, 4 об.; 5 — 4 ГПа, 4 об.
Рис. 3. Дифрактограммы (1) быстроохлажденной ленты сплава Л195,1Сг2,5Мо1,4Т1о,42го,зУо,з и двухслойного диска (2), полученного консолидацией лент под давлением 2 ГПа за один оборот
1
2
Повышенная ширина линий твердого раствора в деформированных образцах свидетельствует об увеличении степени дефектности структуры, которая характеризовалась размерами когерентно рассеивающих доменов (ОКР) и уровнем микронапряжений. Анализ дифракционных картин, приведенных на рис. 3, показал, что деформация приводит к уменьшению размеров ОКР от 66 ± 5 до 50 ± 2 нм и к трехкратному увеличению микронапряжений (от (1,2 ± 0,1) х 10-3 до (3,7 ± 0,1) х 10-3). Отметим, что оцененный в настоящей работе уровень микронапряжений деформированных кристаллов А1 несколько ниже, чем в образцах Си, консолидированных из стружки (1,62-1,79) х 10-3 [25]. Из сопоставления приведенных выше значений 66 и 50 нм соответственно с приведенными в [24] оценками 100-300 нм для консолидированных чешуек низколегированного сплава Al99.55Zr0.45 можно предположить, что полученные в настоящей работе величины <0>, вероятнее всего, характеризуют размеры зерен в ленте и диске сплава Л195дСг2.5Мо1.4ТЬ^го.зУо.з.
Рентгенографические исследования, представленные на рис. 2, показывают, что все композитные диски имеют нанокомпозитную структуру, аналогичную структуре деформированных образцов с аморфной структурой. Анализ дифракционных картин показал, что с увеличением степени деформации размеры нанокристаллов Ь снижаются, а доля кристаллической фазы X, напротив, имеет тенденцию к возрастанию (рис. 4). При этом наиболее мелкие нанокристаллы А1 (8 нм) и наименьшая доля кристаллической фазы (0,21) наблюдаются в двухслойных деформированных дисках, что практически совпадает с параметрами нанокомпозитной структуры, сформированной в металлическом стекле Al87Ni8Gd5 в процессе КВД [18]. Более высокие значения Ь и X в дисках с композитной структурой обусловлены присутствием в них кристаллической ленты, доля которой на поверхности дисков возрастает при увеличении степени деформации (рис. 1). Средние размеры нанокристаллов А1, как и их доля в дисках, деформированных под более высоким давлением, несколько ниже (рис. 4), что может быть обусловлено либо пониженной скоростью диффузионных процессов формирования нанокомпозитной структуры, либо измененным характером течения материалов.
Number of turns, N Number of turns, N
а б
Рис. 4. Влияние деформации на средние размеры нанокристаллов А1 (а) и долю кристаллической фазы (б) в трехслойных дисках с композитной структурой под давлением 2 (■) и 4 (•) ГПа и в двухслойных дисках из аморфной ленты, консолидированных под давлением 2 ГПа (▲)
Как известно, сплавы на основе А1 представляют наибольший практический интерес как конструкционные материалы, основными характеристиками которых являются механические свойства. С учетом геометрических параметров консолидированных образцов их механические свойства характеризовались средними значениями микротвердости. Как видно из результатов измерений, суммированных в таблице, нанокристаллизация аморфной фазы приводит к существенному увеличению твердости (от 2,6 до 4,1 ГПа). Наиболее высокое значение твердости (4,7 ГПа) было получено в диске с композитной структурой, консолидированном под давлением 2 ГПа. Результаты для нанокомпозитных структур, приведенные в таблице, находятся в близком количественном согласии с результатами для сплава Al87Ni8Gd5 в работе [18], авторы которой связывают увеличение твердости с увеличением доли нанокристаллической фазы. Твердость образцов с кристаллической структурой заметно ниже, а ее возрастание в деформированных образцах обусловлено измельчением зеренной структуры и ростом микронапряжений.
Микротвердость образцов лент алюминиевых сплавов с аморфной и кристаллической структурами
и дисков, консолидированных КВД
Состояние / Материал Микротвердость, ГПа
аморфный кристаллический композитный
Исходное 2,6 ± 0,2 1,5 ± 0,1 -
Деформация КВД 4 об. / 2 ГПа 4,1 ± 0,4 1,8 ± 0,2 4,7 ± 0,5
Деформация КВД 4 об. / 4 ГПа 4,1 ± 0,3 2,1 ± 0,2 4,1 ± 0,4
Обобщая полученные результаты, отметим, что метод неограниченного кручения под высоким давлением позволил получить консолидированные трехслойные диски диаметром 5 мм, состоящие из кристаллической быстроохлажденной ленты Al95,iCr2,5Moi,4Tio,4Zro,3Vo,3, помещенной между двумя аморфными лентами сплава Al8ôNi9Gd5, а также двухслойные диски, состоящие из аморфной и кристаллической лент. Установлено, что трехслойные диски и диски, консолидированные из аморфных лент, имеют нанокомпозитную структуру, состоящую из нанокристаллов Al, диспергированных в аморфной матрице. Показано, что твердость дисков с нанокомпозитной структурой примерно в 1,6-1,8 раз выше твердости аморфных лент. Твердость дисков, консолидированных из кристаллических лент, возрастает в 1,4 раза, что обусловлено уменьшением размеров зерен и ростом микронапряжений. Полученные в работе результаты свидетельствуют о перспективности использования метода КВД для получения объемных высокопрочных материалов на основе Al с аморфно-нанокристаллическими структурами.
Литература
1. Valiev R. Z., Islamgaliev R. K., Alexandrov I. V. Bulk nanostructured materials from severe plastic deformation // Progr. Mater. Sci. 2000. Vol. 45. P. 103-189.
2. Estrin Y., Vinogradov A. Extreme grain refinement by severe plastic deformation: A wealth of challenging science // Acta Mater. 2013. Vol. 61. P. 782-817.
3. Consolidation of nanometer sized powders using severe plastic torsional straining / I. V. Alexandrov et al. // Nanostruct. Mater. 1998. Vol. 10. P. 45-54.
4. Маслов В. В., Падерно Д. Ю. Получение аморфных металлических сплавов // Аморфные металлические сплавы; под ред. В. В. Немошкаленко. Киев: Наукова думка, 1987. С. 52-86.
5. Hasegawa R. Advances in amorphous and nanocrystalline materials // J. Magn. Magn. Mater. 2012. Vol. 324. P. 3555-3557.
6. Глезер А. М., Пермякова И. Е. Нанокристаллы, закаленные из расплава. М.: Физматлит, 2012. 360 с.
7. Inoue A. Amorphous, nanoquasicrystalline and nanocrystalline alloys in Al-based systems // Progr. Mater. Sci. 1998. Vol. 43. P. 365-520.
8. Nanostructured Al§6Gd6Ni6Co2 bulk alloy produced by twist extrusion of amorphous melt-spun ribbons / A. P. Shpak et al. // Mater. Sci. Eng. A. 2006. Vol. 425. P. 172-177.
9. Nanostructured bulk Al90Fe5Nd5 prepared by cold consolidation of gas atomized powder using severe plastic deformation / A. R. Yavari et al. // Scripta Mater. 2002. Vol. 46. P. 711-716.
10. Deformation-induced crystallization in amorphous Al§5Ni10La5 alloy / J. Vierke et al. // J. Alloys Compds. 2010. Vol. 493. P. 683-691.
11. Cold-consolidation of ball-milled Fe-based amorphous ribbons by high pressure torsion / J. Sort et al. // Scr. Mater. 2004. Vol. 50. P. 1221-1225.
12. Stability of medium range order in Al-based metallic glass compacted by severe plastic deformation / Z. Kovacs et al. // J. Alloys Compds. 2013. Vol. 561. P. 5-9.
13. Корзникова Г. Ф., Корзникова Е. А. Получение монолитных образцов из быстрозакаленных сплавов на основе Ni путем компактирования на наковальнях Бриджмена // Письма о материалах. 2012. Т. 2. C. 25-28.
14. Влияние химического состава аморфных сплавов на основе Al на термически индуцированное охрупчивание / Е. А. Свиридова и др. // ФТТ. 2014. Т. 56, № 7. С. 1304-1311.
15. Microstructure and compressive behavior of Al-base amorphous/nanocrystalline alloys fabricated by powder forging / S.-J. Noh et al. // Mater. Sci. Eng. A. 2007. Vol. 449-451. P. 799-803.
16. Zhilyaev A. P., Langdon T. G. Using high-pressure torsion for metal processing: Fundamental and applications // Progr. Mater. Sci. 2008. Vol. 53. P. 893-979.
17. Термическая устойчивость, кинетика и механизмы распада нанокомпозитных структур в сплавах на основе Al / С. Г. Рассолов и др. // Металлофиз. новейшие технол. 2015. T. 37, № 8. C. 1089-1111.
18. Effect of treatment conditions on parameters of nanocrystalline structure in Al-based alloys / G. Abrosimova et al. // Mater. Lett. 2016. Vol. 183. P. 131-134.
19. Добаткин В. И., Елагин В. И., Федоров В. М. Быстрозакристаллизованные алюминиевые сплавы. М.: ВИЛС, 1995. 341 с.
20. Консолидация методом кручения под высоким давлением ленточных образцов алюминиевых сплавов с аморфной и кристаллической структурами / А. И. Лимановский и др. // Физ. техн. выс. давл. 2019. Т. 29, № 2. С. 5-13.
21. Microhardness and microstructural evolution in pure nickel by high-pressure torsion / A. P. Zhilyaev et al. // Scr. Mater. 2001. Vol. 44. P. 2753-2758.
22. Горелик С. С., Скаков Ю. А., Расторгуев Л. Н. Рентгенографический и электронно-оптический анализ. М.: МИСИС, 2002. 360 с.
23. Wesseling P., Ko B. C., Lewandowski J. J. Quantitative evaluation of a-Al nano-particles in amorphous Al87Ni7Gd6 — comparison of XRD, DSC, and TEM // Scr. Mater. 2003. Vol. 48. P. 1537-1541.
24. Formation of nanostructure in rapidly solidified Al-Zr alloy by severe plastic deformation / I. G. Brodova et al. // Scr. Mater. 2001. Vol. 44. P. 1761-1764.
25. Using high-pressure torsion for the cold-consolidation of copper chips produced by machining / A. P. Zhilyaev et al. // Mater. Sci. Eng. A. 2008. Vol. 486. P. 123-126.
Сведения об авторах Свиридова Екатерина Антоновна
Донецкий физико-технический институт им. А. А. Галкина, г. Донецк, Украина, kasv@i.ua Бурховецкий Валерий Викторович
Донецкий физико-технический институт им. А. А. Галкина, г. Донецк, Украина, val-bur@ukr.net Цветков Тимур Валентинович
Донецкий физико-технический институт им. А. А. Галкина, г. Донецк, Украина, tamerlan1925@mail.ru Парфений Валерия Игоревна
Донецкий физико-технический институт им. А. А. Галкина, г. Донецк, Украина; Донбасская национальная академия строительства и архитектуры, Макеевка, Украина, valeriia.parfenii@gmail.com Ткаченко Виктор Михайлович
кандидат физико-математических наук, Донецкий физико-технический институт им. А. А. Галкина, Украина, vfti@mail.ua Васильев Сергей Владимирович
кандидат физико-математических наук, Донецкий физико-технический институт им. А. А. Галкина, Украина, vasils75@gmail.com Ткач Виктор Иванович
доктор физико-математических наук, Донецкий физико-технический институт им. А. А. Галкина, г. Украина, vit@dfti.donbass.com
Svyrydova Kateryna Antonovna
Galkin Donetsk Institute for Physics & Engineering, Donetsk, Ukraine, kasv@i.ua Burkovetskii Valerii Victrovich
Galkin Donetsk Institute for Physics & Engineering, Donetsk, Ukraine, val-bur@ukr.net Tsvetkov Timur Valentinovich
Galkin Donetsk Institute for Physics & Engineering, Donetsk, Ukraine, tamerlan1925@mail.ru Parfenii Valeria Igorevna
Galkin Donetsk Institute for Physics & Engineering, Donetsk, Ukraine; Donbas National Academy of Engineering and Architecture, Makеyеvka, Ukraine, valeria.parfenii@gmail.com Tkachenko Viktor Mikhailovich
PhD (Physics & Mathematics), Galkin Donetsk Institute for Physics & Vasiliev SergeyVladimirovich
PhD (Physics & Mathematics), Galkin Donetsk Institute for Physics & vasils75@gmail.com Tkatch Victor Ivanovich
Dr. Sc. (Physics & Mathematics), Galkin Donetsk Institute for Physics vit@dfti.donbass.com
РСН: 10.37614/2307-5252.2020.3.4.035 УДК 538.9, 538.91
СТРУКТУРА НИТРИДА КРЕМНИЯ, ПОЛУЧЕННОГО ПЛАЗМОХИМИЧЕСКИМ СИНТЕЗОМ О. В. Сидорова1, А. С. Никитин1, А. В. Кадетова2, Л. А. Алешина1
1 Петрозаводский государственный университет, Петрозаводск, Россия
2Институт химии и технологии редких элементов и минерального сырья им. И. В. Тананаева ФИЦ «Кольский научный центр РАН», Апатиты, Россия
Аннотация
Представлены результаты рентгенографических исследований ближнего порядка в наноразмерных порошках нитрида кремния, полученных плазмохимическим синтезом. Показано, что, вероятнее всего, структура нанопорошкового нитрида кремния характеризуется моделью неупорядоченной сетки из тетраэдров Э^. Ключевые слова:
наноразмерный нитрид кремния, ближний порядок, тетраэдрическая координация.
г. Донецк, г. Донецк, Донецк,
Engineering, Donetsk, Ukraine, vfti@mail.ua Engineering, Donetsk, Ukraine,
& Engineering, Donetsk, Ukraine,
