CC BY
6
https://doi.org/10.15350/17270529.2023.2.22
УДК 538.9:536.33
Влияние лазера на формирование соединений Ni-Al в поверхностных слоях никелевой фольги в зависимости от плотности мощности лазерного излучения
111 2 2 А. В. Жихарев , С. Г. Быстров , В. Я. Баянкин , Е. В. Харанжевский , В. Ф. Кобзиев
1 Удмуртский федеральный исследовательский центр УрО РАН, Россия, 426067, Ижевск, ул. Т. Барамзиной, 34
2 Удмуртский государственный университет, Россия, 426034, Ижевск, ул. Университетская, 1
Аннотация. Проведено исследование о возможности получения интерметаллида Ni3Al с помощью лазерного излучения при облучении никелевой матрицы с нанесенным на ее поверхность распылением слоя 99.9%-ного алюминия. В исследовании использовались методы РФЭС, АСМ и измерения микротвердости. Лазерное воздействие на образцы осуществлялось со стороны напыленного слоя алюминия сфокусированным лучом лазера в атмосфере аргона. Обработка поверхности образцов производилась одним импульсом, но с различной плотностью мощности лазерного излучения. В результате эксперимента было установлено, что при выбранных режимах облучения происходит высокотемпературный нагрев облучаемой поверхности, приводящий к высокотемпературному окислению поверхности с образованием сложного оксида NiAl2O4 типа шпинель. Получение интерметаллида Ni3Al оказалось невозможно, т.к. в результате быстрого охлаждения образцов после прекращения действия лазера произошло "замораживание" всех протекающих в разогретом слое процессов.
Ключевые слова: интерметаллиды, Ni-Al, алюминид никеля, рентгеновская фотоэлектронная спектроскопия, микротвердость, сканирующая зондовая микроскопия.
И Александр Жихарев, e-mail: ZhikharevA V@udman. ru
The Laser Influence on the Formation of Ni-Al Compounds in the Nickel Foil Surface Layers Depending on the Laser Radiation Power Density
Aleksandr V. Zhikharev1, Sergey G. Bystrov1, Vladimir Ya. Bayankin1,
22 Evgeniy V. Kharanzhevskiy , Vladimir F. Kobziev
1 Udmurt Federal Research Center UB RAS (34, T. Baramzina St., Izhevsk, 426067, Russian Federation)
2 Udmurt State University (1, Universitetskaya St., Izhevsk, 426034, Russian Federation)
Summary. The possibility was studied of obtaining the Ni3Al intermetallic compound using laser radiation by irradiating a nickel matrix with a 99.9% aluminum layer about 20 nm in thickness deposited on its surface by sputtering. The samples had a square shape with dimensions of 12x12 mm and thickness of ~50 |im. Before sputtering, the surface of initial samples was subjected to grinding, polishing and cleaning in organic solvents in an ultrasonic bath. The sample side with the deposited aluminum layer was treated by a focused laser beam in an argon atmosphere. The surface treatment of the samples was carried out with one pulse, but with different laser power densities. XPS, AFM, and microhardness measurements were used for studying the physicochemical sample properties. The experiment shows that under the selected irradiation modes, high-temperature heating of the irradiated surface occurs leading to the surface high-temperature oxidation with the formation of a complex spinel-type NiAl2O4 oxide. High-temperature heating occurs due to an increase in the laser radiation flux density from mode to mode, thus ensuring an increase in the amount of energy absorbed by the irradiated material during the pulse. As a result, the chosen modes of the laser treatment do not ensure the Ni3Al intermetallic compound formation in the samples under study. Apparently, after the termination of the laser action in the zone of the sample irradiation, a rapid cooling of the strongly heated region takes place with the "freezing" of all the processes occurring in the heated layer.
Keywords: intermetallic compounds, Ni-Al, nickel aluminide, X-ray photoelectron spectroscopy, microhardness, scanning probe microscopy.
И Alexander Zhikharev, e-mail: ZhikharevA V@udman.ru
ВВЕДЕНИЕ
Получение интерметаллидных соединений на основе №-А1 в поверхностных слоях металлических материалов имеет важное значение с точки зрения повышения их долговечности срока службы. Особенно это актуально для защиты неравновесных метастабильных систем, легко изменяющих свои физико-химические свойства при термическом воздействии [1 - 3].
Кроме традиционных способов получения интерметаллидов на основе алюминидов никеля большой интерес представляет модификация металлических систем с помощью лазерного воздействия. Данный интерес связан с тем, что лазеры в отличие от традиционных способов обработки могут обеспечить такое воздействие, которое позволит изменить в облучаемом материале лишь свойства его поверхностного слоя, не затрагивая внутренние слои. Только при этом необходимо учитывать, что образование интерметаллидов будет напрямую зависеть от количества энергии, переданной материалу при облучении, так как получение конкретного соединения определяется значением его энергии активации-образования. Также при выборе режимов лазерной обработки необходимо учитывать влияние на процесс формирования интерметаллидной прослойки и скорости нагрева облучаемого материала. Если скорость обработки высока, то потери тепла в системе будут малы, а значит можно сильно перегреть систему и быстро "заморозив" получившееся структурно-фазовое состояние не получить нужное соединение. Если же скорость обработки наоборот мала, то в системе наблюдается медленное повышение температуры, приводящее к заторможенному взаимодействию между элементами системы. Это также не способствует получению требуемого интерметаллидного соединения [4 - 7].
Таким образом, в случае применения лазерной обработки для формирования интерметаллидов необходимо четко понимать какие режимы лазерной установки необходимо задавать для облучения конкретного материала, и на какую глубину будет происходить его обработка. Поэтому необходимо изучать какие физические процессы протекают в исследуемом материале под действием лазера, и какие параметры лазерного излучения при этом устанавливались.
Анализируя диаграмму состояния "никель-алюминий" (рис. 1), можно наблюдать в системе пять стабильных соединений (№А13 (/?-фаза), №2А13 (^-фаза), №А1 (¿-фаза), №зА1 (е-фаза), №зА1з) [8 - 11]:
1. Образование твердой фазы №А13 происходит до температуры 854 °С в результате перитектического превращения при взаимодействии жидкого алюминия (плавящегося при нагреве свыше 660 °С) и твердофазного никеля.
2. Соединение №2А13 также образуется по перитектичекой реакции из твердофазного никеля и жидкого алюминия, но уже при нагреве до температуры в 1133 °С.
3. Образование однофазного соединения №А1 происходит при еще более высоких температурах (свыше 1133 °С и до 1638 °С).
4. Температура перитектического превращения, при котором образуется соединение №зА1 - 1395 °С.
5. Соединение А13№5 образуется при температурах ~700 °С и имеет узкую область гомогенности 32^36 ат. % А1.
Наибольший интерес из интерметаллидов на основе алюминидов никеля представляет соединение №3А1, обладающий высокими характеристиками жаропрочности и жаростойкости. Благодаря своим жаропрочным свойствам, данное соединение может обеспечить сохранность структуры и прочность изделий из этого материала при высоких температурах или предотвратить разрушение изделия в случае создания на нем такого тугоплавкого защитного покрытия.
В представленной к публикации работе сделана попытка получения с помощью лазера стойкого высокотемпературного покрытия на основе интерметаллида №3А1 на никелевой матрице.
Рис. 1. Диаграмма состояния "никель-алюминий"
Fig. 1. Nickel-aluminum state diagram
ОБЪЕКТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ
Исследуемые образцы представляли собой никелевые пластины с напыленным на одну из сторон слоем алюминия толщиной порядка 20 нм. Пластины имели квадратную форму размерами 12*12 мм и толщиной ~50 мкм.
Исходные образцы (никелевые пластины) были вырезаны из ленты, полученной после холодной продольной прокатки, и находились в сильнонеравновесном упруго-напряженном состоянии. В процессе подготовки исходных образцов к напылению алюминия поверхность пластин подвергалась механической обработке - шлифовке и полировке. Шлифовка поверхности происходила с помощью шлифовальной бумаги с постепенным уменьшением размера шлифующих частиц. Неизбежный нагрев поверхности образца при шлифовании снижался периодическим охлаждением образца в холодной воде. Для устранения артефактов обработки отшлифованная поверхность пластин полировалась с помощью полирующей пасты, с последующей очисткой пластин в органических растворителях в ультразвуковой ванне.
Напыление 99.9%-ного алюминия на никелевые пластины осуществлялось магнетронным способом на установке "Катод-1М" в аргоновой плазме при постоянном токе
3 , ^
в 1 А. При этом давление аргона в камере напыления было порядка 10- Па. Базовый вакуум в камере составлял значение 10-4 Па. Для очистки поверхности пластин от адсорбируемых загрязнений и обеспечения лучшей адгезии напыляемого слоя с поверхностью температура пластин доводилась до 200 °С. Осаждение распыленного алюминия производилось до достижения расчетной толщины в 20 нм. Контроль толщины формируемой пленки (количество проходов образца над магнетроном) обеспечивался регулировкой напряжения на источники питания магнетрона и временем распыления.
ОБЛУЧЕНИЕ ОБРАЗЦОВ
В качестве источника облучения использовался импульсный оптоволоконный иттербиевый лазер "Ldesigner F1" (Ateko). Лазерное воздействие на поверхность образца с напыленным слоем алюминия осуществлялось сфокусированным лучом лазера в атмосфере аргона. При этом облучаемый образец располагался в фокусе луча лазера. Фокусное расстояние устанавливалось равным 250 мм. Область лазерной обработки на поверхности образца имела размеры 10*10 мм. Облучение заданной области происходило методом сканирования - построчным перемещением лазерного луча по заданным точкам в плоскости XY на выбранном участке обработки. Для того чтобы обрабатывалась вся зона облучения, шаг сканирования устанавливался таким же, как и диаметр фокального пятна (36 мкм).
В процессе лазерной обработки образцов воздействие лазера было одноимпульсным, а изменяемым параметром при облучении была плотность мощности лазерного излучения. Всего в работе использовалось три режима облучения со значениями плотности мощности
8 2 8 2 9 2
лазерного излучения (q) равными 4.6-10° Вт/см2, 8.0-10° Вт/см2 и 2.Ы09 Вт/см2. Выбор этих режимов работы лазерной установки происходил на основе того, чтобы лазерное воздействие на объект воздействия было минимальным и без какого-либо выжигания поверхности образцов или разрушения и деформации образца. При этом длина волны генерируемого излучения, согласно паспорту установки, имела значение 1.064 мкм. Частота следования импульсов задавалась 20 кГц, а длительность импульса 100 нс.
МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ
Химический состав поверхностных слоев образцов исследован методом рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии (РФЭС) на фотоэлектронном спектрометре "ЭС-2401". Для возбуждения фотоэлектронов использовалось MgKa-излучение с энергией 1253.6 эВ. Анализ электронов по энергиям происходит в электростатическом поле анализатора с постоянной энергией пропускания 50 эВ. При этом разрешение прибора имеет значение 1.2 эВ (для линии Au4f7/2). Вакуум в камере спектрометра поддерживался порядка 10-6 Па. Послойный анализ приповерхностных слоев образцов проводился методом ионного травления с использованием ионов аргона с энергией ионов 0.9 кэВ и плотностью тока 12 мкА/см . Травление происходило на глубину до 20 нм. Расчетная скорость травления равнялась 1 нм/мин. В процессе анализа образцов регистрировались спектры уровней C1s, O1s, Al2s, Ni3s. Ошибка в измерении величин энергии связи линий спектров была ±0.1 эВ. Для расшифровки полученных экспериментальных данных использовались эталонные спектры и справочные данные, а процесс обработки полученных спектров проходил в программе "CasaXPS". Относительная погрешность определения концентрации элементов по РФЭС-данным составила значение ±3 ат.% от измеряемой величины.
Исследование морфологии и микрогеометрии рельефа поверхности образцов выполнялось на сканирующем зондовом микроскопе "SOLVER-47 PRO" (NT-MDT). Сканирование поверхности осуществлялось методом атомной силовой микроскопии (АСМ) в контактном режиме. Для съемки образцов в контактном режиме использовался контактный кремниевый зонд серии "CSG10" фирмы NT-MDT с балкой, имеющей длину 225 мкм, силовую константу 0.1 Н/м и резонансную частоту 20 кГц. В процессе сканирования поверхности образцов получено не менее десяти сканов (растровых АСМ-изображений) их исходной и облученной области. Размеры сканов составляли участки площадью 12*12 мкм. Обработка полученных АСМ-изображений происходила с помощью заложенных в управляющую программу микроскопа методик обработки растрового изображения. Для отображения действительной картины рельефа из полученного скана программно устранялись негативные помехи, возникающие в процессе съемки (наклон поверхности из-за нелинейного перемещения пьезосканера, искажения от гистерезиса пьезосканера, продерги от аппаратных наводок оборудования микроскопа, шум с объектов рельефа поверхности).
Анализ шероховатости поверхности образцов происходил с помощью программы ""Image Analysis v.2.1.2", которая включена в управляющую программу микроскопа и позволяет проводить статобработку снятого растрового АСМ-изображения. В результате был получен массив данных значений Ra (средней арифметической шероховатости поверхности) и Rz (перепад высот поверхности), усредняя которые и рассчитывая среднеквадратическое отклонение, получили данные о состоянии рельефа поверхности исследуемых образцов. Дополнительно к АСМ-изображениям с помощью оптической видеосистемы сканирующего зондового микроскопа были получены фотографии поверхности образцов с большим разрешением (1180*950 мкм).
Для определения твердости поверхностного слоя исходного образца и образцов, обработанных лазером, проводились измерения микротвердости методом Виккерса согласно ГОСТ 2999-75. Замеры осуществлялись с помощью микротвердомера "ПМТ-3", а вдавливание алмазной пирамиды в поверхность образца выполнялось под нагрузкой в 10 г и выдержкой 5 секунд. После снятия нагрузки сделаны замеры диагоналей ромбических отпечатков, полученных на поверхности образца в результате вдавливания пирамидки. Для повышения достоверности измеренных величин было получено не менее десяти отпечатков для каждого исследуемого состояния образца (исходного и облученного). По набранному массиву измеренных значений диагоналей отпечатков происходило усреднение и рассчитывалось значение микротвердости. При этом также были рассчитаны среднеквадратические отклонения полученных значений микротвердости.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ
Морфология поверхности необлученного образца согласно АСМ-исследованиям представляла собой плоский и относительно ровный рельеф, без каких-либо резких перепадов высот (рис. 2). Анализ параметров микрогеометрии рельефа поверхности образца выявил значение средней высоты рельефа поверхности (Rz) ~ 84 нм и значение средней арифметической шероховатости поверхности (Ra) равной (7.6±1.9) нм или (0.0076±0.0019) мкм.
Измеренная микротвердость исходного образца со стороны напыленного слоя алюминия показала значение ~(81.57±3.2) кгс/мм2.
о о
а) b)
Рис. 2. АСМ-изображения рельефа поверхности исходного образца: а) оптическое изображение рельефа (x320, 1180x950 мкм); b) микроизображение рельефа (12x12 мкм)
Fig. 2. AFM-images of the original sample surface relief: a) optical image of the relief (x320, 1180*950 |im); b) microimage of the relief (12*12 |im)
Анализ рентгеноэлектронных спектров исходного состояния образцов установил, что напыленный слой представляет собой оксид Al2Oз, образовавшийся при извлечении образца из камеры напыления на воздух вследствие его быстрого окисления. Однако согласно РФЭС-данным сформированный слой оксида алюминия был неоднороден по своему химическому составу. На РФЭ-спектрах по всей глубине травления образцов наблюдалась линия никеля. При этом положение максимума спектра Ni2pз/2 в анализируемом слое соответствовало значению энергии связи для чистого никеля (Еым. = 852.4 эВ) [12, 13].
После лазерной обработки согласно АСМ-исследованиям установлено, что во всех случаях лазерного воздействия облучение образцов приводит к высокотемпературному нагреву поверхности. На микроизображениях рельефа поверхности облученных образцов в зоне облучения наблюдается расплавление поверхности и образование после затвердевания в этой области более развитого и неоднородного рельефа (рис. 3). Проведенные на АСМ-изображениях измерения значений шероховатости поверхности показали изменение топографии облученных образцов от исходного состояния в сторону увеличения неоднородности рельефа и появлением больших перепадов высот (рис. 4). Измеренная средняя высота рельефа поверхности (Я2) увеличилась примерно в полтора раза для первого режима облучения и в два раза для образцов с большим воздействием. При этом средняя арифметическая шероховатость (Яа) увеличилась практически в три с лишним раза по сравнению с исходным состоянием.
0 0 0 0
c) d)
Рис. 3. АСМ-изображения рельефа исходного и облученного состояния поверхности образцов: а) исходное состояние; Ь) облучение с q = 4.6-10 Вт/см ; е) облучение с q = 8.0-10" Вт/см2;
d) облучение с q = 2.1-109 Вт/см2
Fig. 3. Relief AFM-images of the surface initial and irradiated state: a) initial state; b) irradiation with q = 4.6-108 W/cm2; c) irradiation with q = 8.0-108 W/cm2;
d) irradiation with q = 2.1109 W/cm2
а)
b)
Рис. 4. Графики состояния рельефа поверхности образцов: а) изменение перепада высот поверхности; b) изменение значений средней арифметической шероховатости поверхности
Fig. 4. Graphs of the samples surface relief state: a) surface change in the height difference; b) changes in the values of the arithmetic mean surface roughness
Анализ химического состава поверхностных слоев образцов после лазерного воздействия показал, что согласно РФЭС-данным, во всех случаях облучения в образцах не наблюдается образование интерметаллидных соединений (рис. 5, а-Ь). В полученных спектрах не отмечалось наличие линии А12р с энергией связи Еьм. = 72.4 эВ, которая свидетельствовала бы о получении в поверхностных слоях образцов интерметаллидного соединения №3А1 (рис. 5, с) [13]. В спектрах А12р установлено только наличие линии с энергией Еьы = 74.0 эВ, соответствующей алюминию в составе алюминатов никеля NiAl2O4
[14].
Согласно литературным данным соединение NiAl2O4 характеризуется как сложный оксид типа шпинели, который может образоваться при высокотемпературном окислении (свыше 1500 °С) в результате взаимодействия оксидов алюминия и никеля (рис. 6) [12 - 15]. По-видимому, при всех режимах лазерного воздействия в результате высокотемпературного разогрева зоны облучения температура на поверхности образцов могла быть порядка 1500 °С или выше. Причем значение температуры от режима к режиму обработки возрастает вследствие увеличения плотности потока лазерного излучения. Это, в свою очередь, приводит во время действия импульса к росту количества поглощаемой энергии облучаемым материалом. В результате на поверхности образцов в зоне облучения может происходить как расплавление рельефа поверхности, так и перераспределение, перемешивание и окисление элементов системы в этом разогретом и расплавленном слое с образованием новых фаз. Однако в результате быстрого охлаждения образцов после прекращения действия лазера произошло, по-видимому, "замораживание" всех, протекающих в разогретом слое, процессов. Поэтому не произошло в исследуемых образцах образование каких-либо интерметаллидных соединений на основе №-Л1, и поэтому на РФЭ-спектрах наблюдалось только алюмооксидное соединение NiAl2O4.
Исследования микротвердости облученной поверхности образцов показали, что не происходит флуктуации значений микротвердости в поверхностных облученных слоях в зависимости от режимов лазерной обработки. Для всех облученных образцов измеренные значения находятся относительно исходного состояния в пределах погрешности измерения (рис. 7). Поскольку упрочняющие фазы в образцах не были получены, то соответственно и повышение прочностных характеристик для облученных образцов не произошло.
b)
c)
Рис. 5. Рентгеновские фотоэлектронные спектры: а) спектры линии Al2p исследуемых образцов (q = 4.6^108 Вт/см2); b) спектры линии Al2p исследуемых образцов (2.1^109 Вт/см2); с) спектры линии Al2p и Ni3p интерметаллида Ni3Al
Fig. 5. X-ray photoelectron spectra: a) spectra of the Al2p line of the study samples (q = 4.6^108 W/cm2); b) spectra of the Al2p line of the study samples (q = 2.Ы09 W/cm2); c) spectra of the Al2p and Ni3pline of the Ni3Al intermetallic
Рис. 6. Фазовая диаграмма состояния "NiO-Al2O3"
Fig. 6. NiO-Al2O3 phase diagram
Sample
Рис. 7. График значений микротвердости образцов после облучения
Fig. 7. Graph of microhardness values of the samples after irradiation
ВЫВОДЫ
1. По АСМ-данным установлено, что во всех случаях лазерного воздействия исследуемые образцы подвергались сильному термическому воздействию, приведшему к расплавлению зоны облучения и увеличению ее развитости и неоднородности.
2. Согласно РФЭС-исследованиям обнаружено, что после лазерной обработки во всех случаях облучения не наблюдается образование каких-либо интерметаллидных соединений. В полученных спектрах отмечалось только наличие линии с энергией связи Еьм. = 74.0 эВ, соответствующей алюминию в составе алюминатов никеля №А1204. Такое соединение характеризуется как сложный оксид типа шпинели, который может возникать при высокотемпературном окислении свыше 1500 °С в результате взаимодействия образовавшихся в расплаве оксидов алюминия и никеля.
3. Ввиду отсутствия в поверхностных слоях облученных образцов упрочняющих фаз полученные значения микротвердости для этих образцов относительно исходного состояния находились в пределах погрешности измерения.
4. Выбранные режимы лазерной обработки не обеспечили в исследуемых образцах образование каких-либо интерметаллидных соединений на основе №-А1. По-видимому, после прекращения действия лазера в зоне облучения образцов, происходит быстрое охлаждение сильно разогретой области с "замораживанием" всех, протекающих в этом слое, процессов.
5. Выполненные исследования в проведенном эксперименте показали необходимость понизить уровень энергетического воздействия лазера на образцы (уменьшить плотность мощности лазерного излучения) для установления наиболее оптимальных режимов воздействия на образцы с целью обеспечения получения в поверхностном слое итерметаллидного соединения №3А1.
Исследования выполнены с использованием оборудования ЦКП "Центр физических и физико-химических методов анализа, исследования свойств и характеристик поверхности, наноструктур, материалов и изделий" УдмФИЦ УрО РАН в рамках государственного задания Министерства науки и высшего образования Российской Федерации (№ гос. регистрации 121030100002-0).
Studies were performed using equipment of Core shared research facilities "Center of physical and physical-chemical methods of analysis, investigations ofproperties and characteristics surface, nanostructures, materials and samples" of UdmFRC UB RAS within the framework of the state task of the Ministry of Science and Higher Education of the Russian Federation (№ state registration 121030100002-0).
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Синельникова В. С., Подергин В. А., Речкин В. Н. Алюминиды. Киев: Наукова Думка, 1965. 242 с.
2. Банных О. А., Поварова К. Б. Интерметаллиды - новый класс легких жаропрочных и жаростойких материалов // Технология легких сплавов. 1992. № 5. С. 26-32.
3. Косицын С. В. Сплавы и покрытия на основе моноалюминида никеля. Екатеринбург: УрО РАН, 2008. 377 с.
4. Сэм М. Ф. Лазеры и их применение // Соросовский образовательный журнал. 1996. № 6. С. 92-98. http://www.pereplet.ru/nauka/Soros/pdf/9606 092.pdf
5. Арутюнян Р. В., Баранов В. Ю., Большов Л. А., Себрант А. Ю. Воздействие лазерного излучения на материалы. М.: Наука, 1989. 367 с.
6. Рыкалин Н. Н., Углов А. А., Зуев И. В., Кокора А. Н. Лазерная и электронно-лучевая обработка материалов. Справочник. М.: Машиностроение, 1985. 496 с.
7. Камашев А. В., Панин А. С., Петров А. Л., Шишковский И. В. Использование лазерного источника для синтеза интерметаллидов в системе №-А1 // Письма в Журнал технической физики. 2001. Т. 27, вып. 12. С. 28-32. https://iourna1s.ioffe.ru/artic1es/viewPDF/39141
8. Диаграммы состояния двойных металлических систем. Справочник в трех томах / Под общ. ред. Н.П. Лякишева М.: Машиностроение, 1996-2000 гг.
9. Чаплыгин П. А. Структурно-фазовые характеристики интерметаллида №А1 вблизи эквиатомного состава: дисс. канд. физ.-мат. наук, Барнаул, 2018. 103 с.
10. Интерметаллидные сплавы на основе алюминидов никеля. URL: https://extxe. com/13981/intermetallidnye-splavy-na-osnove-aliuminidov-nikelja/ (дата обращения: 10.01.2023).
11. Косицын С. В., Косицына И. И. Фазовые и структурные превращения в сплавах на основе моноалюминида никеля // Успехи физики металлов. 2008. Т. 9, № 2. С. 195-258.
REFERENCES
1. Sinelnikova V. S., Podergin V. A., Rechkin V. N. Alyuminidy [Aluminides]. Kyiv: Naukova Dumka Publ. 1965, 242 p.
2. Bannykh O. A., Povarova K. B. Intermetallidy - novyy klasslegkikh zharoprochnykh i zharostoykikh materialov [Intermetallics - a new class of light heat hardness and heat resistant materials]. Tekhnologiya legkikh splavov [Technology of Light Alloys], 1992, no. 5, pp. 26-32. (In Russian).
3. Kositsyn S. V. Splavy ipokrytiya na osnove monoalyuminida nikelya [Alloys and coating based on nickel monoaluminide]. Ekaterinburg: UrO RAN Publ., 2008. 377 p.
4. Sam M. F. Lazery i ikh primeneniye [Lasers and their application]. Sorosovskiy obrazovatel'nyy zhurnal [Soros Educational Journal], 1996, no. 6, pp. 92-98. (In Russian). http://www.pereplet.ru/nauka/Soros/pdf/9606 092.pdf
5. Arutyuyan R. V., Baranov V. Yu., Bolshov L. A.,
Sebrant A.Yu. Vozdeystviye lazernogo izlucheniya na materialy [Influence of laser radiation on materials]. Moscow: Nauka Publ. 1989. 367 p.
6. Rykalin N. N., Uglov A. A., Zuev I. V., Kokora A. N. Lazernaya i elektronno-luchevaya obrabotka materialov. Spravochnik [Laser and electron-beam processing of materials. Handbook]. Moscow: Mashinostroyeniye Publ., 1985. 496 p.
7. Kamashev A. V., Panin A. S., Petrov A. L., Shishkovskii I. V. Laser-controlled synthesis of nickel-aluminum intermetallic compounds. Technical Physics Letters, 2001, vol. 27, no. 6, pp. 498-499. https://doi.org/10.1134/L1383837
8. Diagrammy sostoyaniya dvoynykh metallicheskikh system. Spravochnik v trekh tomakh [Diagrams of the state of binary metal systems. Handbook in three volumes]. Pod obshch. red. N.P. Lyakisheva. Moscow: Mashinostroyeniye Publ., 1996-2000.
9. Chaplygin P. A. Strukturno-fazovyye kharakteristiki intermetallida NiAl vblizi ekviatomnogo sostava [Structural and phase characteristics of NiAl intermetallic compound near equiatomic composition]. Diss. kand. fiz.-mat. nauk, Barnaul, 2018. 103 p.
10. Intermetallidnye splavy na osnove alyuminidov nikelya [Intermetallic alloys based on nickel aluminides]. URL: https://extxe.com/13981/intermetallidnye-splavy-na-osnove-aljuminidov-nikelja/ (accessed January 10, 2023).
11. Kositsyn S. V., Kositsyna I. I. Fazovyye i strukturnyye prevrashcheniya v splavakh na osnove monoalyuminida nikelya [Phase and structural transformations in alloys based on nickel monoaluminide]. Uspekhifiziki metallov [Advances in Physics
of Metals], 2008, vol. 9, no. 2, pp. 195-258. (In Russian).
12. Нефедов В. И. Рентгеноэлектронная спектроскопия химических соединений. Справочник. М.: Химия, 1984. 256 с.
13. Vorob'ev V. L., Dobysheva L. V., Drozdov A. Yu., Bykov P. V., Bayankin V. Ya. Comparison of electron binding energies in Ni3Al, Al, and Ni determined by X-ray photoelectron spectroscopy and quantum-mechanical calculation // Journal of Electron Spectroscopy and Related Phenomena, 2001, vol. 252, 147124. https://doi.org/10.1016/i.elspec.2021.147124
14. Wagner C. D., Riggs W. M., Davis L. E., Moulder J. F. and G. E. Muilenberg. Handbook of X-ray Photoelectron Spectroscopy: A reference book of standard data for use in x-ray photoelectron spectroscopy. Perkin-Elmer Corp., Physical Electronics Division, Eden Prairie, Minnesota, USA, 1979. 190 p.
12. Nefedov V. I. Rentgenoelektronnaya spektroskopiya khimicheskikh soyedineniy. Spravochnik [X-ray electron spectroscopy of chemical compounds. Handbook]. Moscow: Khimiya Publ., 1984. 256 p.
13. Vorob'ev V. L., Dobysheva L. V., Drozdov A. Yu., Bykov P. V., Bayankin V. Ya. Comparison of electron binding energies in NijAl, Al, and Ni determined by X-ray photoelectron spectroscopy and quantum-mechanical calculation. Journal of Electron Spectroscopy and Related Phenomena, 2001, vol. 252, 147124. https://doi.org/10.10167i.elspec.2021.147124
14. Wagner C. D., Riggs W. M., Davis L. E., Moulder J. F. and G. E. Muilenberg. Handbook of X-ray Photoelectron Spectroscopy: A reference book of standard data for use in x-ray photoelectron spectroscopy. Perkin-Elmer Corp., Physical Electronics Division, Eden Prairie, Minnesota, USA, 1979. 190 p.
15. Zhu P., Li J. C. M., Liu C. T. Combustion reaction in 15. Zhu P., Li J. C. M., Liu C. T. Combustion reaction in
multilayered nickel and aluminum foils // Materials Science and multilayered nickel and aluminum foils. Materials Science and
Engineering A, 1997, vol. 239-240, pp. 532-539. Engineering A, 1997, vol. 239-240, pp. 532-539.
https://doi.org/10.1016/S0921-5093(97)00627-8 https://doi.org/10.1016/S0921-5093i97i00627-8
Поступила 24.04.2023; после доработки 22.05.2023; принята к опубликованию 08.06.2023 Received April 24, 2023; received in revised form May 22, 2023; accepted June 8, 2023
Информация об авторах
Жихарев Александр Владимирович, кандидат технических наук, научный сотрудник, УдмФИЦ УрО РАН, Ижевск, Российская Федерация, e-mail: ZhikharevAV@udman.ru
Быстров Сергей Геннадьевич, кандидат химических наук, старший научный сотрудник, УдмФИЦ УрО РАН, Ижевск, Российская Федерация
Баянкин Владимир Яковлевич, доктор технических наук, профессор, главный научный сотрудник, УдмФИЦ УрО РАН, Ижевск, Российская Федерация
Харанжевский Евгений Викторович, доктор технических наук, профессор, зав лабораторией УдГУ, Ижевск, Российская Федерация
Кобзиев Владимир Федорович, зав. лабораторией УдГУ, Ижевск, Российская Федерация
Information about the authors
Alexander V. Zhikharev, Cand. Sci. (Eng.), Researcher, Udmurt Federal Research Center UB RAS, Izhevsk, Russian Federation, e-mail: ZhikharevAV@udman.ru
Sergey G. Bystrov, Cand. Sci. (Chem.), Senior Researcher, Udmurt Federal Research Center UB RAS, Izhevsk, Russian Federation
Vladimir Ya. Bayankin, Dr. Sci. (Eng.), Professor, Chief Researcher, Udmurt Federal Research Center UB RAS, Izhevsk, Russian Federation
Kharanzhevskiy E. Viktorovich, Dr. Sci. (Eng.), Professor, Head of the Laboratory Udmurt State University, Izhevsk, Russian Federation
Kobziev V. Fedorovich, Head of Laboratory Udmurt State University, Izhevsk, Russian Federation
