Формирование структуры металлоксидных порошков на основе меди и железа в условиях механической активации

ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ МЕТАЛЛОКСИДНЫХ ПОРОШКОВ НА ОСНОВЕ МЕДИ И ЖЕЛЕЗА В УСЛОВИЯХ МЕХАНИЧЕСКОЙ АКТИВАЦИИ

П.А. Витязь, В.И. Жорник, С.А. Ковалева, Т. Л. Талако, Т.Ф. Григорьева

УДК 546.56+546.681+546.87

РЕФЕРАТ

ABSTRACT

МЕХАНОХИМИЧЕСКИИ СИНТЕЗ, МЕХАНИЧЕСКАЯ АКТИВАЦИЯ, МЕТАЛЛОКСИДНЫЕ ПОРОШКИ

MECHANOCHEMICAL REACTION, MECHANICAL ACTIVATION, METALLO OXYDE POWDERS

В работе методами рентгеновской дифракции, электронной сканирующей, атомно-силовой и оптической микроскопии изучены структурно-фазовые превращения двойных металлических систем Cu-20 % Me, Fe-20 % Me, где Me=Ti, Zr в условиях механической активации и их влияние на формирование микроструктуры продуктов механохимического синтеза металл-оксидных систем Cu/Me-CuO и Fe/Me-Fe2O3. Установлено, что использование нанострури-рованных механокомпозитов Cu/Me и Fe/Me в качестве восстановителя в экзотермических реакциях взаимодействия с оксидами в ходе механической активации снижает интенсивность взаимодействия оксида и активного металла и приводит к управляемому формированию композиционных тройных металлоксидных частиц с ламинарной структурой и образованию сложных оксидов.

The oxidation-reduction reactions in the metal oxide systems of type Me-CuO and Me-Fe2O3 with active metals (Me = Ti, Zr) can lead to thermal explosion. It was proposed to use mechanochemically obtained composite structures of active metals of type Cu/Me and Fe/Me as a reductant produced by the intensive mechanical activation. The results of investigation of effect of the structures of binary metallic nanostructured mechanocomposites precursors Cu/ Me, Fe/Me on the processes of structure formation of synthesis products of systems of type Cu/Me-CuO and Fe/Me-Fe2O3 are given. It was shown that using of the mechanocomposites Cu/Me and Fe/Me provides controlled flowing of the the redox reactions without causing thermal explosion forming the composite structure of the powders .

ВВЕДЕНИЕ

Дисперсно-упрочненные оксидами композиционные сплавы Си-СиО и Ге-Ге2О3 являются перспективными конструкционными материалами для использования в машиностроении, ядерной энергетике, электротехнике. Известными способами получения материалов подобного класса являются термическое окисление, электроосаждение из растворов, внутреннее окисление, проведение окислительно-восстановительных реакций в инертной атмосфере в присутствии различных металлов-восстановителей, в том числе и при самораспространяющемся высокотемпературном синтезе (СВС) [1,2]. В последние годы развивается метод механохимического получения дисперсно-упрочненных оксидами порошков с последующим их компак-

тированием. Так, исследования процессов механического сплавления, проведенные авторами [3] в системах «оксид железа-металл (Ге, М, Т1, Zr)», показали, что при деформационных воздействиях в процессе сдвига под давлением в наковальнях Бриджмена уже при комнатных температурах происходят окислительно-восстановительные реакции с образованием железа и вторичных оксидов железа нестехиометриче-ского состава (Ге3уО4, Ге1-хО). Последующий отжиг завершает окислительно-восстановительные реакции.

Использование планетарной шаровой мельницы при обработке порошков металл-оксидных смесей приводит к превращениям аналогичным протекающим процессе сдвига под давлением. При этом отличительными особенностями меха-

нической активации (МА) в планетарной шаровой мельнице являются локальный разогрев, а также процессы измельчения зерен и субзерен частиц с деформационным перемешиванием. Это приводит к формированию высокоразвитых контактных поверхностей между исходными компонентами и высоких концентраций различного типа дефектов в приграничных областях, что и является причиной ускорения структурно-фазовых превращений в химически активных системах.

Ранее исследованные механохимические реакции восстановления оксидов [3-5] показали, что МА гематита в планетарной шаровой мельнице на воздухе приводит к образованию вторичного нестехеометричного магнетита. Добавление a-Fe при МА в инертной атмосфере аргона способствует растворению Fe2O3 в матрице a-Fe и восстановлению a-Fe с образованием вюстита Fe1-xO с дефектными комплексами Fe-O в a-Fe. При МА смеси гематита с титаном растворение оксида происходит более активно, чем в системе Fe2O3-Fe с образованием твердых растворов Fe-Ti, а в результате реакции в системе с цирконием железо из гематита переходит в a-Fe с образованием ZrO2 и интерметаллида Fe2Zr. При этом авторы отмечают, что использование активных металлов циркония и титана в качестве восстановителей оксидов меди и железа приводят к протеканию реакций при МА на уровне теплового взрыва.

Для управления механизмом и кинетикой реакций можно использовать в качестве восстановителя механохимически полученные композиционные структуры активного металла в более инертной матрице.

Целью данной работы является изучение влияния структуры механокомпозитов-прекур-соров Cu/Me, Fe/Me (Me=Ti, Zr) на формирование металлоксидных композитов систем Cu/Me-CuO и Fe/Me-Fe2O3 при интенсивной механической активации в планетарной шаровой мельнице.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЙ

На первом этапе для получения механо-композитов-прекурсоров использовались порошки меди ПМС-1, карбонильного железа ПЖК, циркония М-41, титана ПТОМ. Механическая ак-

тивация проводилась в высокоэнергетическои планетарной шаровой мельнице АГО-2 с водяным охлаждением в атмосфере аргона (объём барабана 250 см3, диаметр шаров 5 мм, загрузка 200 г, навеска обрабатываемого образца 10 г, скорость вращения барабанов вокруг общей оси ~1000 об/мин). Количественное соотношение компонент в механокомпозитах составляло 80 % Fe: 20 % Me и 80 % Cu: 20 % Me. Механическая активация проводилась с длительностью 4 и 20 мин.

На втором этапе выполнялась механическая активация смесей состава CuO-Cu/Me и Fe2O3-Fe/Me в соотношении 25:75 с длительностью 2 мин и 4 мин соответственно.

Изучение фазового состава порошковых композитов проводилось на дифрактомет-ре D8 Advance в характеристическом излучении CuKal (А = 1,5406 А) с использованием базы данных рентгенографических стандартов ICDD PDF-2. Полуколичественный фазовый анализ состава полученного продукта проводился в ПО EVA с использованием корундового числа RIR (Reference Intensity Ratio). Эта величина равна отношению интенсивностей 100 % линий I/Ic вещества и корунда (а - Al2O3) в смеси, содержащей по 50 мае. % компонентов.

Расчет и уточнение микроструктурных параметров выполнялись по методу наименьших квадратов с проведением полнопрофильного разложения дифрактограмм по процедуре PawLey в ПО «TOPAS». Для описания формы пика использовалась функция псевдо-Фойгта. Расчет параметров микроструктуры проводился с учетом совместного вклада в уширение пиков размера кристаллитов (<L>) и микронапряжений (eG). Для расчета среднего размера кристаллитов применялась функция Лоренца, микронапряжений - функция Гаусса. Для исследования структуры полученных образцов использовался сканирующий электронный микроскоп (СЭМ) высокого разрешения MIRA\TESCAN с приставкой для микрорентгеноспектрального анализа (МРСА). Диаметр электронного зонда составлял 5,2 нм, область возбуждения - 100 нм. Получены изображения в прямых и обратно рассеянных электронах, что позволило исследовать распределение химических элементов по поверхности.

Исследования морфологических характе-

ристик и топографии поверхности получаемых продуктов проводились на атомно-силовом микроскопе N1-206 (Мк^еБ^асЫпеБ, г. Гомель) стандартными коммерческими У-образными зондами N£€11 (М1кготаБсЬ).

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

В системах Си-Ме, Ге-Ме компоненты обладают высокой энергией химического взаимодействия:

ЛИ

С.

ЛИ

С

ЛИ

С

ЛИ

-17 кДж/моль; « -30 кДж/моль, : -15 кДж/моль; < -20 кДж/моль) [6,7].

И, согласно равновесным диаграммах состояния, в системах возможно образования ряда интерметаллических соединений [8]. Поэтому существует большая вероятность прохождения механохимических реакций с образованием интерметаллических соединений и твердых растворов в процессе формирования механо-композитов за сравнительно короткий период обработки.

Рентгенофазовые исследования продуктов механохимического взаимодействия порошков Ге-20 мае. % Ме и Си-20 мае. % Ме показали, что увеличение длительности МА с 4 мин до 20 мин приводит к существенному снижению интенсивности дифракционных отражений меди и железа и значительному их уширению, что обусловлено уменьшением их размеров кристаллитов (рисунки 1 - 4). В ходе механической активации в системах Си-Ме и Ге-Ме дифракционные отражения титана и циркония становятся размытыми, а затем рефлексы циркония исчезают. При этом изменения параметров решетки (а) фаз меди и железа, несмотря на значительную разницу в атомных радиусах

(ЯС = 1,28 А, ЯР = 1,26 А, Я, = 1,60 А,

\ Си ' ' Ге ' ' ,г ' '

ЯТ. = 1,47 А), не происходит, что достаточно обоснованно свидетельствует о возможном распределении циркония и титана по границам железа и меди [9].

По данным рентгенофазового анализа МА металлических систем с титаном (рисунки 1 - 3) в отличие от циркония (рисунки 2 - 4) сопровождается образованием незначительного количе-

о О.........Уо'

2- Theta - Scale

Рисунок 1 - Дифрактограммы порошков состава Fe-20 % Ti после механической активации в течение: а - 4 мин, б - 20 мин

О

х

о X

~Г 60

rU

X

X

б

......I...................„и.............

70 80 90

2- Theta - Scale

Рисунок 2 - Дифрактограммы порошков Fe-20 % Zr: а - время активации 4 мин, б - время активации 20 мин

Г

* - CuTi2 V - CuTi,

2- Theta - Scale

Рисунок 3 - Дифрактограммы порошков Си-20 %Т1, полученных при МА в течение: а - 2 мин, б - 20 мин

I

ОТЫ

I

ОТН

г

^\

Zr

Cu

Cu

ut

с.

б

li

J_i

—1-1----1--1--1--1"-1--Г-1-г-1---1-Г

20 30 40 50 60 70 80 90

20 град

Рисунок 4 - Дифрактограммы порошков Си-20 % полученных в течение: а - 4 мин МА, б - 20 мин МА

ства интерметаллидов Ге2Т1, ГеТ1 или СиТ12, СиТ

По результатам рентгеноструктурного анализа (таблицы 1-2) увеличение длительности МА с 4 до 20 мин приводит к уменьшению среднего размера кристаллитов железа (с 40-53 до 13-14 нм) и меди (с 45-50 до 10-15 нм), что сопровождается релаксацией микронапряжений. Незначительные изменения параметров решетки железа (аэталон = 2,8664 А) и меди (а = 3,615 А) на начальной стадии МА

4 эталон ' '

предположительно обусловлены высоким уров-

нем микронапряжений, что может быть связано с формированием разупорядоченного поверхностного слоя и дефектного состояния частиц железа и меди. Можно полагать, что образования твердых растворов на основе меди и железа при механической активации в течение 20 мин не происходит.

Полученные данные электронной сканирующей микроскопии указывают на преимущественно гомогенное распределение нанораз-мерных компонентов (циркония и титана) в объеме металлических матриц (рисунок 5).

Размеры композиционных частиц Cu/Ti и Fe/Ti имеют широкий диапазон значений 10-60 и 5-25 мкм соответственно. При МАмеди и железа с цирконием размер образующихся частиц механокомпозитов в 2 раза меньше относительно размеров частиц при МАс титаном. На ранней стадии МА (4 мин) происходит преимущественно измельчение частиц металлов. Увеличение длительности механической обработки приводит к образованию плоских плотных агрегатов с уменьшением среднего размера частиц в агрегатах с титаном с 500 до 300 нм (рисунок 6), а с цирконием менее 300 нм.

Таким образом, используемые в качестве металла-восстановителя биметаллические ме-ханокомпозиты представляют собой нанострук-турированную матрицу железа или меди с преимущественно гомогенным распределением

I

ОТН

Таблица 1 - Микроструктурные параметры Fe после МА с Ti, Zr, полученные рентгеноструктурным анализом

Образец Fe/Ti 4 мин МА Fe/Ti 20 мин МА Fe/Zr 4 мин МА Fe/Zr 20 мин МА

а, А 2,869 2,870

<L>,hm 53 14 40 13

eg 1,5114 0,473 1,0922 1,0316

Таблица 2 - Микроструктурные параметры Cu после МА с Ti, Zr, полученные рентгеноструктурным анализом

Образец Fe/Ti 4 мин МА Fe/Ti 20 мин МА Fe/Zr 4 мин МА Fe/Zr 20 мин МА

а, А 3,614 3,619 3,615(6) 3,617

<l>,hm 50 10 45 15

eG 0,313 0,3344 0,5124 0,7854

Рисунок 5 - СЭМ изображение с приведенным МРСА образцов после МА в течение 20 мин: а - Cu/Zr, б - Cu/Ti

\_)

Рисунок 6 - АСМ изображение топографии и картин распределения латеральных сил (КЛС) порошков: а - Fe/Ti после МА - 4 мин, б - Fe/Ti после МА - 20 мин, в - Fe/Zr после МА 4 мин, г - Fe/Zr после МА 20 мин

с

118

легирующих элементов (Т1, ,г) в зерногранич-ных областях меди и железа.

Протекание окислительно-восстановительных реакций в металл-оксидных смесях может быть записано следующим образом:

2Fe2O3 + 3Me 2CuO + Me -

4Fe + 3MeO2 + Q, 2Cu + MeO2 + Q,

где Q - теплота, выделяемая в ходе реакции.

Применение механокомпозитов Fe/Me и Cu/Me в качестве восстановителей оксидов меди и железа приводит к возникновению конкурирующих окислительно-восстановительных реакций каждого компонента механокомпозита с оксидом.

По данным рентгенофазового анализа основными фазами механохимического синтеза в системе Fe2O3 + Fe/Ti являются железо a-Fe (Im-3m), непрореагировавший оксид железа Fe2O3 (гематит) (R-3c) и сложный оксид ульвошпинель Fe2TiO4 (Fd-3m) (рисунок 7).

Дифрактограммы МА системы Fe2O3+Fe/Ti характеризуются малой интенсивностью рефлексов, большим уширением и значительным асимметричным размытием «хвостов» пиков

в области углов 20 от 36 до 45°. Асимметрия размытости «хвостов» пиков железа в сторону меньших углов связана с перераспределением кислорода в оксидах железа и образованием фаз вюстита Fe1xO (Pm-3m) wFe3Ti3O (Fd-3m). Фаза диоксида титана рентгенографически не регистрируется. Увеличение длительности предварительной МА механокомпозитов-прекурсо-ров Fe/Ti до 20 мин не влияет на основной фазовый состав продуктов МА металл-оксидной смеси, однако применение прекурсора с большей длительностью МА способствует незначительному ускорению процессов взаимодействия при МА и уменьшению количества непрореагировавшего гематита в продукте (таблица 3).

При этом уменьшается и содержание фаз сложных оксидов и вюстита. Содержание фазы железа в смеси после МА увеличивается по отношению к исходной (60 %), а применение прекурсоров с большей длительностью МА приводит к увеличениею содержания фазы железа.

По данным рентгеноструктурного анализа (таблица 4) в механохимически синтезированных металлоксидных композитах происходит измельчение кристаллитов гематита, при этом

"Л

2- Theta - ScaLe

Рисунок 7 - Дифрактограммы продуктов механоактивации смесей Fe2O3+ механокомпозит Fe/Ti с продолжительностью активации механокомпозитов 4 мин

Таблица 3 - Фазовый и полуколичественный анализ композиционных порошков после МА смесей Fe2O3-Fe|Ti для прекурсоров с различной длительностью МА

Длительность МА прекурсора Fe/Ti Fe мас.% Fe2Os, мас.% Fe2TiO4 мас.% FeO мас.% Fe3Ti3O мас.%

4 мин 65 10 15 5 5

20 мин 71 8 13 4 4

Таблица 4 - Рентгеноструктурные данные параметров тонкой структуры порошков Fe2O3-Fe|Ti после МА

Наименование фазы Длительность предварительной МА прекурсора Fe/Ti

4 мин 20 мин

Fe а = 2.871(8) А L = 16 нм а = 2.883(9) А L = 14 нм

Fe2O3 (гематит) L = 17 нм L = 11 нм

размер кристаллитов фазы а-железа не изменяется и сохраняется на уровне состояния в прекурсоре. Однако использование механо-композита Fe/Ti с 20 мин МА и при дальнейшей механической обработке в течение 4 мин в составе смеси с Fe2O3 приводит к значительному увеличению параметра решетки железа. В данном случае можно говорить об образовании твердого раствора на основе железа. Растворимой фазой может быть как Ti, так и FelxO и TiO2. При этом диоксид титана также может растворяется в вюстите [10].

Рентгенофазовый анализ продукта МА смеси Fe2O3+ механокомпозит Fe/Zr показал, что основными фазами механохимического синтеза в течение 4 мин являются железо a-Fe (Im-3m), оксид железа Fe2O3 (гематит) (R-3c), вюстит Fe1xO и фазы оксида циркония ZrO (Fm-3m) и ZrO2 (tetragonal P42/nmc) (таблица 5) (рисунок 8). Сложных оксидов не обнаружено. Ди-фрактограммы имеют вид, характерный для порошков после интенсивной механической

обработки - это низкая интенсивность и значительное уширение рефлексов, асимуитричная форма пиков. Профиль дифрактограммы в угловом диапазоне 20 от 38 до 43° имеют схожий характер размытия хвостов от фаз железа и гематита для всех смесей на основе Fe2O3, что связано со структурными превращениями в оксидах железа.

При использовании прекурсоров Fe|Zr рентгенографически наблюдается образование оксида циркония ZrO. Увеличение длительности МА прекурсора Fe|Zr способствует уменьшению содержания этой фазы.

По данным рентгеноструктурного анализа параметры кристаллической решетки железа не изменяются (а1,е = 2,868 (2) А), то есть образования твердых растворов не происходит. Размер кристаллитов гематита составляет ~ 7 нм. Размер кристаллитов железа уменьшается по отношению к прекурсору до 10 нм. При использовании механокомпозита Fe|Zr, механоактивирован-ного в течение 20 мин, формируется диоксид

Таблица 5 - Фазовый и полуколичественный анализ композиционных порошков после МА смесей Fe2O3-Fe|Zr для прекурсоров с различной длительностью МА

Длительность МА прекурсора Fe/Ti Fe мас.% Fe2O3 мас.% FeO мас.% ZrO мас.% ZrO2 мас.%

4 мин 64 7 6 8 15

20 мин 66 8 5 5 13

С

120

г

2- Theta - Scale

Рисунок 8 - Дифрактограммы продуктов механоактивации смесей Fe2O3+ механокомпозит Fe/Zr с продолжительностью активации механокомпозитов 4 мин

Ч_J

циркония с более мелким размером кристаллитов (Ь = 4 нм) по отношению к прекурсору, полученного с меньшей длительностью МА, что, вероятно, связано с более тонким распределением циркония в механокомпозите.

В металл-оксидных смесях Ге2О3-Ге/,г и СиО-Си/,г при МА с длительностью 4 мин и 2 мин соответственно регистрируется образование ,гО2 , из чего можно предположить о частичном прохождении восстановительных реакций.

Рентгенографические исследования продукта МА смеси СиО-Си/,г в течение 2 мин показывают, что дифракционные отражения оксида меди СиО сохраняются во всех случаях, хотя и значительно уширяются (рисунок 9). В составе смеси наряду с фазами меди (67 %) и тенори-та СиО (7 %) регистрируется образование фаз куприта Си2О (13 %) и оксидов циркония ,гО (4 %), ,гО2 (9 %). Сложных оксидов при МА смесей СиО + Си/,г, также как и с гематитом, рентгенографически не обнаружено.

Использование прекурсора с титаном при МА металл-оксидных смесей СиО+Си/Т1, напротив, способствует формированию сложных оксидов Си3Т13О (7 %) и Си3ТЮ4 (13 %), при этом

также образуется куприт Cu2O (16 %). Содержание меди (54 %) и тенорита (9 %) (рисунок 10).

C учетом того, что в исходной смеси количество меди составляло 60 %, можно предположить, что в процессе МА происходит восстановление тенорита до куприта Cu2O (или термическое разложение с выделением кислорода CuO = 2Cu2O+O2).

Как и случае прекурсора с цирконием, в смесях с механокомпозитами Cu/Ti происходит восстановление оксида меди CuO до Cu2O, а окислительно-восстановительная реакция с титаном проходит через образование сложных оксидов, и при МАс длительностью 2 мин реакция восстановления меди не происходит до конца.

На рисунке 11 а, б приведены микроструктуры продуктов механохимического синтеза смесей CuO-Cu/Ti и Fe2O3-Fe/Ti. Композиционные гранулы CuO/Cu2O/Cu/Cu3Ti3O/ Cu3TiO4 Fe2O3/FeO/Fe/Fe2TiO4/Fe3Ti3O имеют широкий размерный диапазон 5-40 и 1-25 мкм соответственно и ламинарную структуру с чередованием слоев состава механо-композит/оксид. В отличие от металл/оксидных порошков на основе меди при механоактивации смесей на основе железа не происходит гомо-

I

ОТН

г

Си

+ - Cufl

* - СиО V — Zr02

• -ZrO

2- Theta - Scale

Рисунок 9 - Дифрактограмма продукта механоактивации смеси CuO+ механокомпозит Cu/Zr

генно формирования композиционных гранул в объеме смеси. Наряду с гранулами состава Fe2O3|Fe|ZrO2 и Fe2O3|Fe|Fe2TiO4 в смесях содержатся отдельные оксидные частицы.

Легирование металл-оксидных смесей цирконием способствует более равномерному

перемешиванию оксидов в составе композиционной частицы, при этом расширяется диапазон размеров гранул CuO|Cu2O|Cu|ZrO2 и Fe2O3|FeO|Fe|ZrO2 до 5-60 и 1-40 мкм соответственно (рисунок 11 в, г).

Г

Cu

» f * * V*

SQ 60 70

2- Theta - Scale

* - СиО

+ - Cufl V - Cu3Ti04 • - Cu3Ti30

Cu

lo

Рисунок 10 - Дифрактограмма продукта механоактивации смеси CuO+ механокомпозит Cu/Ti

I

ОТН

I

ОТН

4

ч.

Рисунок 11 - Микроструктура композиционных гранул полученных при МА смесей состава: а - СиО-Си/ТЬ, б - Ге2О3-Ге/Т1, в - СиО-Си/,г, г - Ге2О3-Ге/,г

ВЫВОДЫ

В результате проведенных рентгенофазо-вых и рентгеноструктурных исследований механоактивированных смесей Cu/Me-CuO и Fe/Me-Fe2O3 установлено, что при МА металл-оксидных смесей происходят фазовые превращения с образованием вторичных оксидов железа и меди. Механохимически могут быть получены композиты Cu/Me и Fe/Me с гомогенным распределением наноразмерных компонентов (циркония и титана) в объеме материала без существенного взаимодействия между ними в процессе механоактивации.

Использование механокомпозитов с цирконием в реакциях с оксидами меди и железа в условиях МА приводит к образованию меди, железа и оксидов циркония, а применение механокомпозитов с титаном при механической активации способствует формированию сложных оксидов. Увеличение длительности МА механо-композитов-прекурсоров повышает растворимость в решетке железа и меди соединений на основе титана. Такое различие в кинетике фазо-образования при МА предположительно можно связать с различной растворимостью циркония

и титана в матрицах железа и меди.

Образующиеся частицы имеют ламинарную структуру с чередованием слоев состава меха-нокомпозит/оксид. Длительность предварительного активирования прекурсоров Fe/Me и Cu/Me мало влияет на структуру получаемых продуктов.

Применение механохимически полученных композитных порошков Fe/Me и Cu/Me в качестве восстановителя в реакциях с оксидами позволяет снизить активность металлов циркония и титана, что обеспечивает возможность управления кинетикой фазообразования в системах Cu/Me-CuO и Fe/Me-Fe2O3 в условиях интенсивных деформационных воздействий. Полученные металлоксидные композиции могут быть использованы при контролируемом самораспространяющемся высокотемпературном синтезе.

Работа выполняется в рамках интеграционного проекта СО РАН № 19 и БРФФИ №Х12С0-009.

СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННЫХ

источников

REFERENCES

1. Ловшенко, Ф.Г., Ловшенко, ТФ. (2003), Композиционные наноструктурные механически легированные порошки для газотермических покрытий: монография, Могилев, 215 с.

2. Лилеев, А.С., Викторов, В.Н., Старикова, А.С. (2008), Магнитотвердые материалы на основе наночастиц железа, Известия РАН. Серия физическая (77), 2008, № 10, С. 1246-1428.

3. Шабашов, В.А., Литвинов, А.В., Мукусеев, А.Г. и др. (2004), Деформационно-индуцированные фазовые переходы в системе оксид-железа -металл, ФММ (98), 2004, № 6, С.38-53.

4. Козлов, К.А., Шабашов, В.А., Литвинов, А.В., Са-гарадзе, В.В. (2009), Фазовые превращения в системе «Гематит-металл» при механоактивации. ФММ (107), 2009, № 4, С. 411-421.

5. Cuadrado-Laborde, C., Damonte, L.C., Mendoza-Zelis, L. (2001), Mechanochemical Reactions in Fe2O3 - M (M: Al, Ti), Hyperfi ne Interact. (134), 2001, p. 131 -140

6. Miedema, A.R., Boom, R., Boer, F.R. (1975), On the heat of formation of solid alloys. J. Less-Common Met (41), 1975, № 2, p. 283-298.

7. Miedema, A.R. (1976), On the heat of formation of solid alloys (II). J. Less-Common Met (46), 1976, № 1, p. 67-83.

1. Lovshenko, F.G., Lovshenko, G.F. (2013), Kompozicionnye nanostrukturnye mehanicheski legirovannye poroshki dlja gazotermicheskih pokrytij [Nanostructured composite mechanically alloyed powders for thermal coatings], Mogilev, 215 p.

2. Lileev, A.S., Viktorov, V.N., Starikova, A.S. (2008), Magnetic materials based on iron nanoparticles [Magnitotverdye materialy na osnove nanochastic zheleza]. Proceedings of RAS. Physical Series (77). Izvestija RAN. Serija fizicheskaja (77), 2008, № 10, p. 1246-1428.

3. Shabashov, V.A., Litvinov, A.V., Mukuseev, A.G. et.al. (2004), Deformation-induced phase transitions in the iron oxide - metal system [Deformacionno-inducirovannye fazovye perehody v sisteme oksid-zheleza - metall]. FMM (98), 2004, № 6, p. 38-53

4. Kozlov, K.A., Shabashov, V.A., Litvinov, A.V., Sagaradze, V.V. (2009), Phase transformations in the "Hematite-Metal" system by mechanical activation [Fazovye prevrashhenija v sisteme «Gematit-metall» pri mehanoaktivacii]. FMM (107), 2009, № 4, p. 411-421.

5. Cuadrado-Laborde, C., Damonte, L.C., Mendoza-Zelis, L. (2001), Mechanochemical Reactions in Fe2O3 - M (M: Al, Ti), Hyperfi ne Interact. (134), 2001, p. 131 -140

8. Диаграммы состояния двойных металлических систем. Ред. Н.П. Лякишев (1997). М., 1997, 1024 с.

6. Miedema, A.R., Boom, R., Boer, F.R. (1975), On the heat of formation of solid alloys. J. Less-Common Met (41), 1975, № 2, p. 283-298.

9. Бутягин, П.Ю., Повстугар, И.В. (2004), О реакционной способности твердых тел в процессах механохимического синтеза, Доклады академии наук (398), 2004, № 5, С. 635 - 638.

7. Miedema, A.R. (1976), On the heat of formation of solid alloys (II). J. Less-Common Met (46), 1976, № 1, p. 67-83.

10. Лыкасов, A.A. (2002), Система Fe-Ti-O. Твердый раствор TiO2 в вюстите. Физическая химия и технология неорганических материалов. Известия Челябинского научного центра, 2002, Вып. 2 (15). c.32-35.

8. Diagrams of binary metallic systems: A Handbook [Diagrammy sostojanija dvojnyh metallicheskih sistem: Spravochnik]. Ed. N.P. Lyakishev (1997). M.: Mashinostroenie - M: Engineering (2), 1997, 1024 p.

9. Butyagin, P.Y., Povstugar, I.V. (2004), On the reactivity of solids in the process of mechanochemical synthesis [O reakcionnoj sposobnosti tverdyh tel v processah mehanohimicheskogo sinteza]. Doklady akademii nauk (398) - Reports of Academy of Sciences (398), 2004, № 5, p. 635 - 638.

10. Lykasov, A.A. (2002), The system Fe-Ti-O. Solid solution of TiO2 in wustite [Sistema Fe—Ti—O. Tverdyj rastvor TiO2 v vjustite]. Fizicheskaja himija i tehnologija neorganicheskih materialov. Izvestija Cheljabinskogo nauchnogo centra - Physical chemistry and technology of inorganic materials. Proceedings of the Chelyabinsk Scientific Center, 2002, vol. 2 (15), p. 32-35.

Статья поступила в редакцию 11. 08.2014 г.