Дипломы, курсовые, рефераты, контрольные...
Срочная помощь в учёбе

Градиентные поверхностные слои на основе наноразмерных металлических частиц: синтез, структура, свойства

Диссертация: Градиентные поверхностные слои на основе наноразмерных металлических частиц: синтез, структура, свойства
ДиссертацияПомощь в написанииУзнать стоимостьмоей работы

В работе количественно анализировались характеристики поверхностных имплантированных слоев (толщина, максимальная концентрация легирующего элемента и глубина ее локализации) от условий имплантации в рамках приближенных линейных или логарифмических зависимостей. Выявлена градиентная структура поверхностных ионно-легированных слоев металлов в (ме-зо)поликристаллическом состоянии (никель и титан… Читать ещё >

Содержание

  • ГЛАВА 1. Распределение имплантируемых элементов по глубине поверхностных слоев никеля и титана в (мезо)поликристаллическом состоянии
    • 1. 1. Характеристика металлических мишеней
  • Особенности технологической реализации ионного облучения
    • 1. 2. Распределение внедренных элементов по глубине поверхностных слоев никеля и титана
      • 1. 2. 1. Концентрационные профили внедренных элементов в поверхностных слоях титана, имплантированных алюминием
      • 1. 2. 2. Распределение внедренных элементов по глубине поверхностных слоев никеля, имплантированных алюминием
      • 1. 2. 3. Концентрационные профили внедренных элементов по глубине поверхностных слоев никеля, имплантированных титаном
      • 1. 2. 4. Влияние условий облучения на распределение имплантированных элементов в поверхностных слоях металлов в (мезо)поликристаллическом состоянии
    • 1. 3. Физические процессы, происходящие в металлических материалах в (мезо)поликристаллическом состоянии в условиях ионной имплантации

Градиентные поверхностные слои на основе наноразмерных металлических частиц: синтез, структура, свойства (реферат, курсовая, диплом, контрольная)

Создание и совершенствование новой техники, работающей в условиях высоких и низких температур, агрессивных сред, невозможно без создания новых материалов, поверхностные слои которых обладают необходимым комплексом функциональных свойств. На управлении составом/структурой и соответственно свойствами приповерхностных слоев основаны успехи в области микрои нано-электроники, гетерогенного катализа, технологии конструкционных материалов и т. д. Модификация физико-химических свойств материалов связана с формированием поверхностных слоев с градиентностью структуры, элементного и фазового составов и других характеристик.

В зависимости от характера изменения параметров материала (структурные, химические, физические характеристики) градиентные структуры в поверхностных слоях делятся на непрерывные (плавное, монотонное изменение параметров), дискретные (скачкообразное изменение параметров) или смешанные (оба случая одновременно) [1, 2]. В случае поверхностных градиентных слоев по мере удаления от поверхности изменяются такие характеристики, как плотность дефектов и их организация (субструктур), размеры ячеек, фрагментов, субзерен и зерен. Одновременно также изменяется концентрация элементов и примесей. Вследствие изменения параметров структуры, концентрации дефектов и фазового состава в градиентных структурах по мере удаления от поверхности изменяются эксплуатационные характеристики (твердость, прочность, пластичность, коррозионная стойкость и пр.).

Весьма существенным изменением функциональных свойств (каталитические, окислительные, прочностные, трибологические и т. п.) поверхностных слоев материала можно достичь путем изменения дисперсности. Большой резерв в повышении функциональных свойств композиционных материалов лежит в образовании поверхностных градиентных слоев, содержащих наноразмерные частицы и соответственно в проявлении различного рода структурных и энергетических эффектов.

В последнее десятилетие большое внимание специалистов, занимающихся синтезом и исследованием новых материалов, вызвали нанообъекты [3−10], так как обнаружилось, что уменьшение размера кристаллитов до 100 нм и меньше приводит к значительному изменению свойств. По мере изучения и обобщения экспериментальных данных развивалась и классификация нанообъектов (Г. Глейтер [11, 12], А. И. Гусев [5], Ю. И. Головин [3], Р. Зигель [13], A.M. Глезер [9]). Структурная классификация наноматериалов A.M. Глезера основана на различной природе наноразмерных элементов структуры, кардинально изменяющих физико-химические и механические свойства наноматериалов. В соответствии с ней нанокристаллы являются составной частью наноматериалов, включающих в себя кроме того наноструктурные (нанофрагментированные, на-нофазные, нанопористые и другие) материалы. Нанокристаллы разделяются на три группы: «большие», «средние» и «малые», в которых доминируют различные механизмы пластической деформации. Масштабная классификация трехмерных кристаллических материалов, предложена Э. В. Козловым с коллегами (таблица) [14, 15], в которой указаны границы масштабных интервалов, связанные с особенностями зависимости свойств материалов от размеров составляющих их зерен (кристаллитов).

Таблица — Классификация поликристаллов по размерам зерен.

Масштабный уровень Тип поликристалла Средний размер зерен.

Мезо-уровень Крупнозернистый (макро) поликристалл 0,1−10 мм.

Обычный (мезо) поликристалл 10−100 мкм.

Мелкозернистый поликристалл 1−10 мкм.

Микроуровень Ультрамелкозернистые (УМЗ) кристаллы 0,2−1 мкм.

Нанои Субмикрокристаллы 1−200 нм.

Несовершенные кристаллы и аморфное состояние Зерна отсутствуют.

Классификация основана на различных параметрах дислокационной структуры, механизмов деформации и напряжения течения и способах обеспечения перехода от мезоуровня к микроуровню различных компонентов дислокационной структуры в рамках многоуровневого подхода [16]. В рамках диссертационной работы используется указанная выше классификация.

Основными вопросами при использовании и получении нанообъектов являются вопросы синтеза и их структурно-энергетической стабильности. Так, высокая активность наночастиц приводит к тому, что их существование без дополнительной стабилизации затруднено. Распространенным способом повышения стабильности с сохранением высоких функциональных свойств является использование матриц-носителей различной природы. Формирование материалов с поверхностными градиентными слоями на основе наноразмерных частиц, которые в зависимости от условий эксплуатации материала будут проявлять высокие функциональные свойства, является важной материаловедческой задачей.

С учетом анализа структурных особенностей, способов получения и областей локализации в работе были выбраны композиционные материалы, представляющие собой наночастицы, которые внедрены в поверхностные слои твердой матрицы. К подобным материалам относятся наночастицы в металлических матрицах, наночастицы на поверхности твердых тел, пересыщенные твердые растворы и др. Имеется ряд методов, позволяющих улучшить поверхностные свойства, основанные на изменении элементного состава. Повышение прочности и износостойкости материалов можно осуществить путем легирования, рафинирования, термической и механической обработки, ионного облучения и др. Поверхностное упрочнение будет основано на увеличении энергии межатомной связи, деформационного упрочнения, дисперсного упрочнения, зернограничного упрочнения и т. д.

Ионная имплантация [17−27] имеет ряд преимуществ по сравнению с другими способами обработки поверхности (например, нанесением покрытий): поверхностные свойства материала можно изменять независимо от его объемных свойствпроцесс не имеет термодинамических ограниченийимеется возможность создания твердых растворов с содержанием легирующих элементов, значительно превышающих пределы растворимостифазовые составы сплавов не ограничены рамками равновесных диаграмм состояния диффузией, поэтому могут быть получены новые метастабильные составыионная имплантация модифицирует существующие внешние поверхности и внутренние границы разделапервоначальные размеры и степень шероховатости поверхности изделия не изменяются в процессе ионной обработкинизкие температуры процесса ионной имплантации позволяют избежать деградации структуры материала и объемных механических свойств, связанных с повышением температурыпараметры процесса ионной имплантации хорошо контролируются и могут быть воспроизведены с приемлемой точностью [28−30]. Ионная имплантация может быть использована не только для введения легирующих примесей в материалы, но и для синтеза новых соединений. В этом случае очень важно использование ионных пучков [31−33]. Воздействие высокоинтенсивных пучков позволяет достигать за короткие промежутки времени (десятки минут) высоких температур и доз ионного легирования. Такие условия приводят к значительной толщине ионно-легированного поверхностного слоя, в котором формируется неоднородная градиентная структура, содержащая твердые растворы высокой концентрации, фазы внедрения, неравновесные фазы, интерметаллидные соединения и т. п.

К важным процессам при ионной имплантации можно отнести различные структурно-фазовые изменения, определяемые параметрами радиационного воздействия. К числу наиболее заметных структурных и фазовых изменений в материалах следует отнести: увеличение параметра кристаллической решеткиобразование нанокристаллических фаздиспергирование микроструктурынакопление радиационных дефектовзагрязнение материала примесямирастворение и образование радиационно-стимулированных и радиационно-индуцированных фазрасслоение твердых растворов, упорядочениемассоперенос в приповерхностном слое и в объемесоздание пересыщенных твердых раствороврадиацион-но-индуцированная сегрегацияобразование слоистых структурформирование дислокационно-дисклинационных субструктуробразование градиентных структурно-фазовых состояний и др. В поверхностном слое имеет место также изменение дефектной подсистемы: генерируется подсистема точечных дефектов с высокой концентрацией и формируются дислокационные субструктуры с высокой плотностью дислокаций. Изменения в поверхностном ионно-легируемом слое не ограничиваются только фазообразованием наноразмерных интерметал-лидов. Недостаточно изученными и важными остаются вопросы начальной стадии фазообразования, обусловливающих разную кинетику фазообразования в массивных образцах.

Все разработанные на сегодняшний день модели и механизмы поверхностной модификации в условиях ионной имплантации преимущественно исследованы на обычных крупнозернистых и (мезо)поликристаллах (таблица). Однако, несмотря на накопленный к настоящему времени обширный экспериментальный и теоретический материал, возможности метода ионной имплантации в полной мере не реализованы, что связано, в том числе с недостаточным пониманием физических процессов, протекающих в твердом теле в условиях ионной имплантации. К числу наименее понятых явлений, наблюдаемых при воздействии на поверхность материалов и сплавов пучками ионов, относится явление аномально глубокой (по сравнению с длиной пробега внедряемых частиц) модификацией физико-химических и механических свойств облучаемых материалов, связанной со значительными структурными изменениями, усилением процессов переноса вещества. Отсутствуют работы по выявлению математических зависимостей между параметрами облучения и структурно-фазовыми характеристиками имплантированных металлических слоев. Исследование процессов образования наноразмерных фаз при имплантации в значительной мере носит феноменологический характер, опирающийся на богатый опыт исследования процессов легирования. Незначительно количество работ по формированию бинарных наноча-стиц, в частности, интерметаллидных фаз, в поверхностных слоях металлов в поликристаллическом состоянии. Очень важным и малоизученным вопросом является протекание побочных твердофазных радиационно-стимулированных процессов (окисление), сопровождающих процесс формирования наночастиц. Они могут приводить к существенной структурной модификации материала, формировать дефекты и приводить к изменению физических свойств.

Наибольший интерес для синтеза модифицированных поверхностных слоев в условиях ионного облучения представляют системы на основе никеля и титана. В данных системах возможно формирование интерметаллидов состава АВ, А3 В, АВ3, которые наряду с определенной пластичностью сохраняют свою структуру и прочность при высоких температурах и обладают хорошими антикоррозионными и антифрикционными свойствами Формирование интерметаллидных структур в наносостоянии в поверхностных слоях металлических материалов определяется комплексом физических условий имплантации и в зависимости от них может изменяться в широких пределах. Доминирующими факторами в процессах фазообразования и распределения концентрации внедренной примеси по глубине мишени будут как природа мишени и внедряемого иона, так и длительность имплантации, доза облучения, температура мишени. Ряд вопросов, связанных с процессами формирования и возможными фазовыми превращениями интерметаллидных фаз в условиях имплантации остаются открытыми.

Важной и актуальной проблемой для всего комплекса физико-механических свойств поверхностных слоев материалов, сформированных в условиях ионной имплантации, имеют как свойства поверхностного слоя, так и морфология и структура различных подзон приповерхностного слоя с модифицированным структурно-фазовым состоянием, содержащих наноразмерные структуры. Данные исследования практически не проводились и имеют важное практическое значение, так как структура поверхностных слоев, градиентных по концентрации внедренной примеси и сформированным фазам, может оказать главное и существенное влияние на эксплуатационные свойства.

Вопросы, связанные с влиянием размера зерна на модификацию структуры, элементного и фазового состава также мало изучены. Уменьшение размеров зерна и, соответственно, увеличение протяженности границ зерен и количества тройных стыков может приводить к резкому ускорению процессов легирования, перемешивания, образования вторичных фаз и дефектов, а также к появлению новых недиаграммных фаз. Данные, полученные в разных экспериментальных условиях, не позволяют систематизировать результаты в зависимости от параметров воздействий, сорта ионов (активность, инертность, масса) и исходного структурного состояния мишени и недостаточны для отработки критериев прогнозирования поведения металлических материалов в нанокристаллическом и мелкозернистом состояниях при ионном облучении. Эксплуатационные свойства металлов в субмикрокристаллическом и нанокристаллическом состояниях могут быть значительно улучшены путем поверхностной модификации. Микропроцессы, которые протекают при ионной имплантации, в частности, титана, находящегося в различных структурных состояниях, мало исследованы.

Весьма важным вопросом фазообразования являются параллельные процессы окисления как в приповерхностных слоях, так и формирование напыленной поверхностной оксидной пленки, которые сопровождают ионную имплантацию. В частности, в условиях имплантации/облучения может формироваться градиентный по составу поверхностный слой, содержащий оксидные и карбидные слои. Существенным вопросом является механизм роста оксидной пленки на поверхности материала в окислительной среде (в условиях облучения, эксплуатации, каталитических реакций и т. д.). При этом в вопросах механизма поверхностного окисления играет важную роль концентрационные и структурные дефекты поверхности. Оксидные слои, формирующиеся на поверхности многих металлов и сплавов, вследствие своей прочности, адсорбционной и каталитической пассивности могут кардинально менять поверхностные свойства материалов, применяемых в гетерогенном катализе, физическом материаловедении, физике поверхности, вакуумной технике и др.

Несмотря на то, что исследован определенный круг имплантированных систем и выявлены некоторые закономерности процессов, протекающих в поверхностных ионно-легированных слоях при бомбардировке мишеней ускоренными ионами, решение вопроса о влиянии условий имплантации на фазовый состав и функциональные свойства материалов до сих пор не является полностью сформулированным. Свойства формируемых поверхностных слоев, их структура и морфология определяются комплексом физических условий имплантации и в зависимости от них изменяются в широких пределах. Исследования по выявлению и интерпретации факторов, обеспечивающих формирование модифицированных слоев на основе мелкодисперсных фаз интерметаллидов, которые характеризуются повышенными физико-механическими свойствами, посредством высокоинтенсивной ионной имплантации, только усиливают актуальность на сегодняшний момент. Также остаются до конца не выясненными физико-химические механизмы формирования градиентных поверхностных структур в условиях ионного облучения и сопутствующей окислительной среде. Сравнительное изучение микроструктуры, фазового состава и физико-механических свойств поверхностных слоев никеля и титана, имплантированных ионами алюминия и титана в зависимости от условий и режимов ионной обработки является актуальным.

Создание материалов с химически активной поверхностью является актуальной для систем, работающих в области гетерогенного катализа. Металлические частицы в поверхностных слоях матриц-носителей составляют одну из важнейших групп гетерогенных катализаторов. Благородные металлы — серебро, золото, платина, палладий и др., в виде частиц, стабилизированных керамическими или оксидными матрицами-носителями, проявляют высокую каталитическую активность во многих химических реакциях. Так, платиновые частицы широко используют в процессах нефтепереработки. Палладиевые катализаторы завоевали прочные позиции в селективном гидрировании и окислении, дегидро-хлорировании, паровой конверсии СО, высокотемпературных процессах дожигания и других экологически важных реакциях. Серебряные системы проявляют высокую активность в парциальном окислении спиртов в карбонильные соединения и этилена в этиленоксид. При синтезе нанокристаллических материалов для гетерогенного катализа одной из основных проблем является стабилизация неравновесных наночастиц без значительной потери их реакционной активности.

Минимизация нежелательных эффектов, возникающих с металлическими катализаторами в процессах окислительного превращения органических соединений, является важной практической задачей, так как позволяет повысить уровень существующих каталитических технологий с применением разрабатываемых материалов и предложить новые, не имеющие аналогов в мировой практике технологические решения. Для решения проблемы длительного активного функционирования наночастиц в условиях высокотемпературных окислительно-восстановительных сред альтернативной матрицей-носителем может выступать нитрид кремния вследствие его высокой удельной теплопроводности, высокой прочности, коррозийной устойчивости и низкой скорости окисления, что наиболее важно для высокотемпературных экзотермических каталитических процессов (глубокое и селективное окисление углеводородов). Причем для экзотермических реакций, протекающих при высоких температурах, такое свойство, как высокая теплопроводность нитрида кремния, имеет наибольшую значимость, так как отсутствие локальных перегревов приведет к структурной стабильности нанесенной активной фазы. Отсутствие продуктов углеотложения и стабильное поведение частиц на нитриде кремния является огромным преимуществом данного носителя перед оксидными системами. Применение нитрида кремния также актуально и с точки зрения установления закономерностей формирования металлических частиц в поверхностных слоях высокотеплопроводной керамики, обладающей устойчивостью к воздействию окислительно-восстановительных и/или агрессивных реакционных сред в условиях повышенных температур. Работы по изучению процессов формирования металлических частиц на неоксидных носителях практически отсутствуют.

Физико-химические и функциональные свойства наночастиц, участвующих в процессах, связаны не только с размером частиц, но и с влиянием структурно-фазового состояния поверхности матрицы-носителя. Важным фактором при формировании активных наночастиц является химическое сродство носителя и металла — возможность образования химической связи, встраивания в решетку носителя с образованием твердых растворов и поверхностных соединений. Выявление факторов, приводящих к повышению стабильности и активности металлических частиц, нанесенных на неоксидные носители (на примере нитрида кремния), является актуальной задачей.

Таким образом, синтез новых металлических и керамических материалов с поверхностными слоями на основе металлических наноразмерных частиц позволит разработать новые перспективные ресурсосберегающие технологии, а также повысит эффективность уже существующих технологических решений в области синтеза конструкционных материалов и катализаторов. Вопросы, связанные с выявлением роли природы и структурно-фазового состояния стабилизирующих матриц-носителей и параметров синтеза на термостабильность, прочность связи «наночастица-матрица» и функциональные свойства поверхностных слоев недостаточно исследованы.

При изучении градиентных структур ограничиваются объемом или приповерхностными слоями твердого тела и редко рассматривают влияние газовой и жидкой сред и прилежащих слоев твердого тела как в условиях синтеза, так и в условиях эксплуатации материала. На границе газ/твердое тело градиентного слоя может протекать ряд важных химических и физических процессов (диффузия, адсорбция, окисление, твердофазные реакции, химические реакции, миграция атомов по поверхности и т. д.), оказывающих влияние на функциональные свойства (рисунок 1). В этом случае в приповерхностных слоях на границе твердое тело/газ (жидкость) могут возникать градиенты концентраций, химического и фазового составов. При изучении новых материалов, содержащих наноразмер-ные структуры, необходимо учитывать процессы взаимодействия этих материалов с газовой и жидкой средами как в условиях синтеза, так и в условиях эксплуатации. В связи с вышесказанным, исследования механизмов и закономерностей формирования наноструктур в поверхностных слоях керамических и металлических материалов с градиентным структурно-фазовым состоянием, обусловливающим высокие функциональные свойства, являются актуальными.

Процессы в газовой фазе.

Формирование из растворов.

Процессы на поверхности осаждение адсорбция десорбция окисление.

V" .

Процессы в твердой фазе.

ТВЕРДОЕ ТЕЛО.

Рисунок 1 — Процессы, приводящие к формированию градиентных поверхностных слоев на основе наноразмерных частиц.

Объектом исследования являлись: композиционные (неоксидная керамика и металлы) материалы с градиентными по структурно-фазовому состоянию поверхностными слоями, содержащими наноразмерные однои двухкомпонент-ные металлсодержащие частицы. Неоксидные керамические (нитрид кремния) в кристаллическом и аморфном состояниях и металлические (никель, титан) материалы микрокристаллической и (мезо)поликристаллической природы использованы в качестве матриц-носителей для формирования наночастиц и исследования поверхностных реакций. В работе рассматриваются как однокомпонентные материалы (металлы — никель, титан, палладий, платина, серебро) так и двух-компонентные (интерметаллиды — алюминиды титана и никеля, никелиды титана, оксиды алюминия, титана и никеля, карбид титана, нитрид кремния), различающиеся по условиям синтеза, структурным характеристикам и функциональным свойствам.

Предмет исследования: структурно-фазовое состояние и функциональные свойства градиентных поверхностных слоев металлических и керамических материалов, содержащих наноразмерные частицы.

Цель работы заключалась в выявлении структурных и физико-химических закономерностей формирования наноструктур в поверхностных слоях металлических и керамических материалов с высокими функциональными свойствами. Согласно цели были сформулированы задачи. Задачи работы и их взаимосвязь со структурой диссертации представлены на рисунке 2. В каждой главе диссертации дан анализ литературных данных. При выполнении работы применялись как стандартные методики, так и разработанные новые подходы в исследовании физико-химических свойств синтезированных образцов, которые рассмотрены в соответствующих главах диссертации.

При проведении комплексного и всестороннего исследования образцов были привлечены современные физико-химические методы (рисунок 2) с использованием аппаратуры российских и зарубежных лабораторий: лаборатории структурных исследований при кафедре физики Томского государственного архитектурно-строительного университета, лаборатории физики наноструктур-ных биокомпозитов Института физики прочности и материаловедения СО РАН, лаборатории каталитических исследований Томского государственного университета, центра коллективного пользования при Томском государственном университете, Научно-исследовательского института ядерной физики Томского политехнического университета, Научно-аналитического центра Томского политехнического университета, Центра исследования материалов Томского политехнического университета, Научно-образовательного инновационного центра «Наноматериалы и нанотехнологии» Томского политехнического университета, Томского научного центра СО РАН, Института сильноточной электроники СО РАН, Флорентийского университета (Universite di Firenze, Sesto Fiorentino (Fi), Italy), Института катализа (Institut de recherches sur la catalyse et l’environnement de Lyon, Villeurbanne Cedex, France), кафедры материаловедения в машиностроении при Новосибирском государственном техническом университете на базе совместных проектов и грантов. <Г 1 У «1.

Цель работы: выявление структурных и физико-химических закономерностей формирования наноструктур в поверхностных слоях) металлических и керамических материалов с высокими функциональными свойствами нг 1 :*.

ЗАДАЧИ.

Выявление основных факторов и структурных закономерностей, определяющих формирование градиентных поверхностных слоев никеля и титана в (мезо)поли-кристаллическом состоянии с высокими функциональными свойствами в условиях высокоинтенсивной ионной имплантации.

Выявление роли зеренно-го состояния мишени (от нанодо (мезо)поли-кристаллического) в формировании структурно-фазового состояния ион-но-легированных слоев и в модификации механических свойств.

Исследование элементного состава ионно-леги-рованных слоев и теоретическое рассмотрение физических процессов, сопровождающих процесс имплантации.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

И ВЫВОДЫ.

Выполнено количественное исследование структурных состояний градиентных поверхностных слоев, содержащих наноразмерные металлсодержащие частицы и процессов их формирования. Проведено комплексное обобщение экспериментальных данных на базе теоретических моделей. Объектами исследования являлись сформированные в условиях имплантации поверхностные градиентные слои на основе наночастиц интерметаллидных, оксидных и карбидных фаз. В ходе получения новых материалов на основе наноразмерных частиц/фаз применялись различные способы воздействия: ионная имплантация, интенсивная пластическая деформация и химические реакции на границе твердое тело/жидкость. Выделены и проанализированы особенности структуры материалов, элементный состав, размеры и концентрация вторичных фаз, количественные характеристики, уравнения реакций и энергии активации процессов. Выявлены факторы, определяющие функциональные свойства поверхностных слоев на основе наноструктур, и установлены взаимосвязи между способом их приготовления, природой, морфологией, дефектной структурой и химическим составом матриц-носителей. Проведено подробное исследование структурно-фазового состояния и физико-химических свойств металлических (никель, титан) и неоксидных керамических материалов (нитрид кремния), использованных в качестве матриц-носителей.

Изучены элементный состав поверхностного слоя и структурно-фазовое состояние порошкообразных образцов нитрида кремния двух разновидностей: промышленного производства и полученных методом СВС, использованных в качестве носителя для наночастиц благородных металлов (палладия, платины и серебра). Установлено, что основными фазами в носителях являлись а^з^ (структ. мотив БЬгТ^б) и (3 — 81зМ4 (структ. мотив 81бИ8). Максимальное соотношение, а /(3 фаз в кристаллических образцах нитрида кремния, по данным РФ А, составило 5,8, а минимальное 0,05. Выявлены зависимости содержания аморфной фракции (Сам = Юн-80%), удельной поверхности (5уд= 25н-70 м /г) и соотношения а/р-фаз = 3,5−7 от температуры прокаливания (300−1800 К) аморфного нитрида кремния в среде азота: С^ = -0,25 Т + 466,49- 5УД = -ЪЛОГ5-!2 + 0,04-Г + + 57,33- а/р = 0,01Т- 12,7.

Кристаллические образцы нитрида кремния, содержащие преимущественно а-фазу (75−85 мае. %), представляли собой отдельные изометричные столбчатые или кубические кристаллы. В материалах с преобладанием Р-фазы (85−95 мас%) наряду с кубическими кристаллами а-фазы присутствовали колонковые структуры «viskers». Присутствие аморфной фракции в материалах нитрида кремния приводило к формированию сферических частиц со средним размером до 20 нм. При кристаллизации аморфного нитрида кремния наблюдалось дополнительное формирование «'шзкегБ» структур Р-фазы.

Поверхность образцов нитрида кремния обогащена кислородом. Выявлено несколько видов связи кислорода: в составе оксинитрида кремния переменного состава (БЮ^Т^, 2х +3у=4) вплоть до диоксида кремния, поверхностного оксида кремния и хемосорбированных кислорода и углерода в виде поверхностных карбонатных соединений (карбонатов аммония). В образцах с преимущественным содержанием а-фазы поверхностный слой представляет собой оксинитрид БЮ^Ыу, где атомы кислорода замещают атомы азота в структуре а^з^, формируя поверхностные тетраэдры переменного состава БЮу^^, у=0, 1, 2, 3, 4N4, БКЖз, 8Ю21М2, 8Ю3]ЧГ, 8Ю4). В образцах, содержащих аморфную фракцию увеличивается доля оксида кремния (до 20 ат. %) и в случае Р^з^ на поверхности практически весь кислород связан в виде оксида кремния.

В качестве матриц-носителей для интерметаллидных частиц использованы металлы в (мезо)поликристаллическом состоянии: 1) технически чистый титан ВТ 1−0 (содержание примесных элементов: 0,67 мае. %) со средним размером зерна а-титана 48 мкм и 38 мкм- 2) никель со средним размером зерен 25 мкм. Для исходных состояний характерны низкая плотность дислокаций у 2 р = 1−10 см) и хаотический характер распределения дислокаций по образцам. В качестве матриц для интерметаллидных частиц использованы также образцы титана с различным размером зерна (от нанокристаллического до (ме-зо)поликриеталлического). Для получения нанокристаллического (с/ = 0,06 мкм) состояния в заготовках технически чистого титана марки ВТ1 — 0 (МПК состояниес! = 38 мкм) с высокими прочностными характеристиками применяли комбинированный метод интенсивной пластической деформации, включающий аЬс-прессование в сочетании с прокаткой. Титановые образцы с различным размером зерна (от 0,06 мкм — 25 мкм) получены из нанокристаллического или субмикрокристаллического титана ВТ 1−0 последовательными отжигами в интервале температур 523−1173 К с использованием экспериментально найденной в данной работе зависимости среднего размера элементов зеренно-субзеренной структуры титановых образцов (с/) от температуры отжига нанокристаллического титана (Г): с1 = 0,0021ехр (0,0082−7). Экспериментально установлено, что интенсивный рост зерна титановых образцов происходит при температурах выше 773 К. На кривой (размер зерна титана — температура отжига) выделены участки: 1) в интервале размера зерна 0,06−0,2 мкм — нанокристаллическое и субмикрокристаллическое состояние- 2) 0,2−1 мкм — ультрамелкозернистое- 3) 1−10 мкм — мелкозернистое- 3) 10−100 мкм — (мезо)поликристаллическое. Из каждой области были выбраны образцы титана в качестве мишеней для ионной имплантации.

Проведено изучение влияния параметров имплантации, природы мишеней и имплантируемого иона на структурно-фазовое состояние поверхностных слоев металлов: никеля и титана, модифицированных при ионном облучении. Имплантация МПК мишеней (Т1 с с? = 48 мкм и № с й = 25 мкм) металлическими ионами (алюминий в № и Тц титан в N1) проведена в высокоинтенсивном режиме при следующих условиях: плотность тока в импульсе — 1,2 мА/см — ускоряющее напряжение — 20 и 40 кВсредняя энергия ионов — 40−80 кэВтемпература 450−1450 Кдлительность облучения — 20−120 минрасстояние от источника до.

17 19 2 мишени 0,2−1,0 мдоза облучения в интервале 2,2 -10 -1−10 ион/см. Имплантация ионов алюминия в титан с различными струткруными состояниями (НКй = 0,1 мкм, УМЗ -1= 0,3 мкм, МЗ — 1 = 1,5 мкм, МПК — й = 15- 17 и 38 мкм) проведена в двух режимах: 1) источник «Диана-2», доза облучения -5−1017 ион/см2, ускоряющее напряжение — 60 кВ, плотность тока в импульсе -1 мА/см2, длительность импульса — 2ТО-4 с, частота следования импульсов -50 Гц, время облучения — 80 мин, температура образцов — 423 К- 2) источник.

1 о л.

MEWA-V.RU доза облучения -1−10 ион/см, ускоряющее напряжение — 50 кВ, температура — 623 К, плотность тока ионного пучка — 6,5 мА/см, время имплантации — 5,25 ч.

В работе количественно анализировались характеристики поверхностных имплантированных слоев (толщина, максимальная концентрация легирующего элемента и глубина ее локализации) от условий имплантации в рамках приближенных линейных или логарифмических зависимостей. Выявлена градиентная структура поверхностных ионно-легированных слоев металлов в (ме-зо)поликристаллическом состоянии (никель и титан), модифицированных ионами алюминия и титана, и установлена взаимосвязь между структурой поверхностного слоя и механическими свойствами. Исследована роль размера зерна мишени на примере титана и условий ионного облучения в формировании структурно-фазового состояния поверхностных градиентных слоев, в локализации вторичных (интерметаллидных, оксидных и карбидных) фаз и в модификации механических свойств облученных материалов. Проведена детализация схемы реакций формирования вторичных фаз в поверхностных градиентных слоях металлических материалов в условиях ионного облучения. Исследован механизм роста поверхностных оксидных слоев в условиях ионной имплантации и воздействии окислительной среды. Выявлена роль структурно-фазового состояния неоксидных керамических матриц-носителей на примере нитрида кремния и условий синтеза металлических частиц (природы растворителя предшественника) на формирование стабильных (устойчивых к агломерации и уносу с реакционной средой) и каталитически активных в реакциях глубокого и селективного окисления углеводородов частиц благородных металлов (серебро, платина, палладий). Разработаны физико-химические подходы к синтезу высокоактивных в реакциях глубокого и парциального окисления углеводородов металлических частиц благородных металлов. Полученные в ходе работы каталитические системы путем пропитки предшественников металлов из органических растворов носителей с преимущественным содержанием ос-фазы, за счет уникальных свойств нитрида кремния (в частности, высокой теплопроводности и поверхностного оксинитри-да), позволяют реализовать процесс синтеза глиоксаля и глубокого окисления метана с высокой активностью катализаторов, без потери стабильности и с отсутствием продуктов углеотложения. Разработанные принципы и подходы к созданию поверхностных слоев керамических материалов на основе наночастиц металлов могут быть перенесены на получение широкого спектра других функциональных систем, содержащих наночастицы для создания новых промышленных катализаторов глубокого и парциального окисления углеводородов.

При формировании градиентных поверхностных слоев керамических и металлических материалов на основе наноразмерных металлических частиц существенную роль играет структурное состояние и фазовый состав матрицы-носителя. Формирование частиц интерметаллидных фаз происходит в объеме зерен металлических матриц в (мезо)поликристаллическом состоянии, при уменьшении размера зерна матрицы увеличивается доля частиц, локализованных на границах зерен и в тройных стыках. Так, показано, что наночастицы благородных металлов стабилизируются керамическими носителями в хорошо окристал-лизованном состоянии с преимущественным содержанием а-фазы нитрида кремния. Присутствие аморфной фракции в матрицах-носителях способствует дестабилизации наночастиц. Установлено, что различного рода макродефекты (пустоты в носителе, границы зерен), микродефектов (вакансии, поверхностные структурные дефекты, концентрационные дефекты) матриц-носителей и микроградиенты в поверхностных слоях оказывают влияние на функциональные свойства (механические характеристики, каталитические свойства) поверхностных слоев на основе наноразмерных частиц и соответственно протекании физических и химических процессов. Показано, что увеличение границ зерен в металлических матрицах и сформированных дополнительно в условиях ионного облучения микродефектах приводит к усиленной диффузии и процессам фазообразо-вания. Наличие поверхностных дефектов (ступеней, выступов) способствует усиленным процессам поверхностного окисления (формирование поверхностных оксидных слоев в условиях ионного облучении и взаимодействия с окислительной средой), усиленной диффузии и закрепления частиц на поверхности (частицы на дефектной поверхности а-фазы нитрида кремния). Установлено, что на физико-химические свойства (механические, каталитические) металлических и керамических материалов с градиентными поверхностными слоями на основе наноразмерных металлических фаз важное влияние оказывает дисперсность сформированных вторичных частиц и матриц-носителей. Рассмотрены физико-химические процессы (адсорбция, десорбциия, твердофазные реакции, диффузия, реакции окисления на поверхности твердых тел) формирования наноразмерных структур в поверхностных слоях металлов и неоксидных керамик с высокими функциональными свойствами. На основе полученных данных и выявленных закономерностей сформулированы структурные и физические основы формирования наноструктур в поверхностных слоях металлов, интерметаллидов и керамических материалов.

На основании выполненных экспериментальных исследований и теоретических оценок сделаны следующие выводы.

1. Сформулированы структурные и физико-химические основы формирования градиентных поверхностных слоев металлических и керамических материалов, содержащих металлические частицы, с высокими функциональными свойствами. Установлены количественные закономерности между основными структурными, физическими и химическими характеристиками модифицированных слоев (толщина слоев, распределение элементов, концентрация твердых растворов, дисперсность и фазовый состав частиц, объемная доля фаз, параметр решетки матрицы, напряжение), условиями их синтеза (ионное облучение, интенсивная пластическая деформация, процессы на границе твердое тело/жидкость) и функциональными свойствами (микротвердость, износ, каталитическая активность) полученных материалов.

2. Воздействие имплантации металлических ионов (11, А1) на металлы (N1, Т1) приводит к формированию поверхностных ионно-легированных слоев, толщина которых (до 2 мкм) определяется: 1) диффузией по мигрирующим протяженным дефектам, формирующимся и перестраивающимся в процессе ионной «у ^ имплантации (средняя скорость миграции границ от 1,83−10 до 1,10−10″ см/с) — 2) радиационно-стимулировэнной диффузией по границам зерен для мишеней в ультрамелкозернистом и субмикрокристаллическом состояниях (коэффициент зернограничной диффузии в системе Тл<�—А1 на 2 порядка превосходит коэффициент объемной диффузии) — 3) усиленной термодиффузией при высоких температурах имплантации (450-^-1450 К) с уменьшенным значением энергии активации (120 кДж/моль для №<—А1- и 35 кДж/моль для №<—1Ть систем) в сравнении с обычной диффузией- 4) формированием высокой концентрации точечных дефектов- 5) образованием твердых растворов с повышенной концентрацией внедренных атомов в междоузлиях решетки мишени. В результате распределения ускоренных ионов по глубине металлических мишеней происходит преобразование структуры поверхностных слоев по следующей схеме: 1) выбивание атомов мишени из узлов кристаллической решетки с возникновением межузельных атомов и вакансий- 2) образование твердого раствора внедрения легирующей примеси- 3) диффузия попавших в междоузлия атомов и образование бинарных фаз в объеме и на границах матричных зерен согласно реакциям А+В АВЗА+В А3ВАЪВ+2 В ЗАВА + 2 В -» АВ2- А + ЗВ АВ3- 4) конденсация образовавшихся вакансий в дислокационные петли- 5) формирование твердых растворов замещения.

3. В результате сложных структурных процессов преобразования металлических мишеней в (мезо)поликристаллическом состоянии в условиях высокоинтенсивной имплантации формируются модифицированные слои, основные параметры которых (толщина модифицированных слоев (к, нм), максимальная концентрация легирующей примеси (С, ат. %) и ее локализация от облученной поверхности (у, нм)) линейно (С (А1) = -49,29−1 + 85,88 (№<-А1) — к = -148,39−1 + 438,30 (№<—А1) — к = 48,61-Ф + 82,33 (№<-Ті)) или логарифмически (С (А1) = 9,80-іп Ф + 35,58 (Тк-АІ) — к = 707,64−1п т — 1127,50 (Тн-АІ) — к =37,28−1п Ф + 231,65 (№<-А1) — С (А1) = 12,43−1п Ф + 17,11 (№<-А1) — к = -1327,9−1п£ + 283,58.

N14—'Ті)) зависят от параметров ионного облучения (длительности (ї, мин) и до.

•і зы облучения (Ф-10, ион/смг), расстояния между источником и мишенью (Ь, м)). Максимальная концентрация легирующей примеси для трех изученных (Ті<�—А1, №<—А1, Ті) систем составляет 75 ат. % и определяется дозой облучения С = = 8,75−1п (Ф) + 35,05.

4. Установлено, что вследствие распада пересыщенного раствора легирующей примеси в матрице формируется два типа твердых растворов: слаболегированный твердый раствор (1н-3 ат. % легирующей примеси), концентрация которого уменьшается по мере удаления от облученной поверхности (градиенты в системе №<—А1: с! С (А1)/ф/ = 0,005−0,01 ат. %/нм- = М0″ 7−4-10~8) и насыщенных растворов (14-^-20 ат. % легирующей примеси вплоть до границы гомогенности фазы А3 В. Средняя объемная доля насыщенного твердого раствора в 1,5-^2 раза превышает объемную долю слаболегированного твердого раствора.

5. Установлено, что в условиях ионной имплантации происходит формирование двух типов вторичных равновесных бинарных фаз, богатых элементом матрицы (А = Ті, N0 состава А^В — Ті3А1 (£Ю19), № 3А1 (?12), № 3Ті (£Ю24) — АВ — ТІА1 (XIо), №А1 (В2), №Ті(£2) и легирующим элементом (В=А1, Ті): АВ2-МТІ2 (Е93)) и АВ3 — ТіАІз (£Ю22). Бинарные фазы имеют наноразмерные параметры зерен (средний размер 20-^100 нм)^ являются высокоупорядоченными (степень дальнего порядка 0,92-^1,00) и равновесными — их синтез согласуется с диаграммами состояния №-А1-, ТІ-А1- и N1—Тісистем.

6. Установлены закономерности формирования фаз, богатых элементом матрицы (А): А3 В, АВ. Выделение частиц вторичных фаз происходит вследствие распада пересыщенного раствора легирующей примеси в металлической матрице, при этом концентрация имплантируемого элемента в фазах не превышает 19 ат. %- оставшаяся часть атомов легирующего элемента распределяется в твердых растворах. Объемная доля фазы А3 В не превышает 20 об. % (№ 3А1 -18−20 об. %, Т13А1 -12−18 об. %, № 3П 16−20 об. %), в то время как фаза АВ имеет меньшую концентрацию и локализуется в более узкой области, приближенной к облученной поверхности (№А1 — 7−10 об. %, Т1А1 — 18−28 об. %, №П — до 10 об. %). Формирование эквимолярных фаз состава АВ обусловлено высокими экзоэффектами реакций и значительной концентрацией легирующей примеси в условиях высокоинтенсивной имплантации. Дополнительный нагрев и увеличение длительности облучения (более 30 мин) может приводить к формированию конгломератов наноразмерных частиц интерметаллидных фаз А3 В и АВ (до 600 нм) и к увеличению их объемной доли за счет распада твердого раствора легирующего элемента в матрице и объединения частиц. Размеры зерен сформированных частиц интерметаллидных фаз и их конгломератов в титановой матрице линейно зависят от дозы имплантации (зерна) = 2,52-Ф + 17,44- с1 (конгломераты) = 29,43-Ф — 58,69).

7. Установлена локализация вторичных бинарных фаз А3 В, АВ по глубине имплантированных слоев и относительно матричных зерен мишени. В (ме-зо)поликристаллических (МПК) материалах с высокой концентрацией легирующей примеси (до 60−75 ат. %) бинарные частицы формируются в объеме матричных зерен с высокой концентрацией (суммарная концентрация 40 об. %). От облученной поверхности вглубь металлических матриц в МПК состоянии (никель и титан) выделяется три зоны: первая зона содержит три фазы: А3 В и АВ и твердый раствор В в Авторая зона содержит фазу А3 В и твердый раствор В в Ав третьей зоне имеется только твердый раствор В в А. Установлены логарифмические зависимости толщин многофазных зон системы П<�—А1 от параметров облучения: имплантированный слой — /г = 869,93−1пФ-365,49, к = = 707,64−1п ?- 1127,50- однофазная зона I — й = 463,0НпФ-46,99, к = 425,50−1п г- 662,17- двухфазная зона IIй = 49,8МпФ + 55,355, к = 48,63−1п г- 25,87- трехфазная зона Ш-й = 386,83−1пФ-373,54, к = 350,03−1п/ - 867,08. С уменьшением концентрации легирующей примеси (до 30−40 ат. %) и размера зерна металлической мишени формирование фазы А3 В (Т13А1) (доля не более 1−2%) происходит по границам зерен и при переходе в ультрамелкозернистое состояние наблюдается уменьшение толщины прослоек /13£-фазы (200 нм — для мишеней с размером зерна 17 мкм- 25 нм — с размером зерна 0,3 мкм).

8. Выявлены закономерности формирования фаз, богатых имплантируемым элементом (В) состава АВ2 и АВ^. Синтез фазы №Т12 обусловлен высокими концентрациями легирующей примеси (титана) и более низкой энтальпии образования фазы относительно МТьфазы. Локализация фазы происходит в объеме матричных зерен и приходится на зону, богатую титаном и наиболее приближенную к поверхности (Ш-зона). Образование фаз состава АВ3 наблюдается в случае мелкозернистых состояний матрицы-мишени на высокоэнергетических границах зерен с повышенной концентрацией имплантируемого элемента.

9. Установлено влияние размера зерна мишени на распределение имплантируемых элементов по глубине. Толщина модифицированного слоя для титана со средним размером зерна 0,1−2 мкм в 1,5−2 раза превышает толщину легированных слоев мишеней в (мезо)поликристаллическом состоянии. Установлены зависимости максимальной концентрации легирующей примеси (С (А1), ат. %), глубины ее локализации (у, нм) и толщины ионно-легированного слоя (к, нм) от среднего размера зерна титановой мишени (с1, мкм): к = -21,03−1п (^) + 165,53- у = - 9,45−1п (^) + 72,85- С (А1) = 0,1 Та? + 28,78. Оценен вклад механизмов распределения легирующей примеси по глубине: диффузия по объему матрицы-мишени, границам и дефектам, сформированным в условиях имплантации и статистическое распределение в поверхностном слое материала. В образцах с размером зерен в интервале-0,1−1,4 мкм в формирование профилей внедряемых ионов по глубине существенный вклад дает радиационно-стимулированная диффузия (в том числе по границам зерен), а в (мезо)поликристаллическом состояниях = 15 и 38 мкм) — диффузия по мигрирующим протяженным дефектам, формирующимся и перестраивающимся в процессе ионной имплантации.

10. Выявлена роль зеренного состояния в процессах фазообразования вторичных бинарных фаз. С уменьшением размера зерна титановых мишеней на1 блюдается рост доли тройных стыков (п = 0,48') и усиливается их роль в процессах фазообразования, так как легирующая примесь преимущественно перемещается при ионной имплантации по границам зерен или по твердому раствору. В субмикрокристаллических и мелкозернистых материалах наблюдается формирование упорядоченных фаз АВ3 — ТлА13 и А$В — Т13А1 в виде прослоек по границам и округлой формы в тройных стыках зерен а-Ть.

11. Воздействие имплантации приводит к увеличению плотности дислокал 2 ций (0,5−4-10 см) на 2 порядка относительно исходных мишеней и к формированию неупорядоченной сетчатой дислокационной структуры. Элементы внедрения — кислород и углерод из остаточной атмосферы вакуумной системы распространяются по дефектам мишени в условиях имплантации, поэтому формирование оксидных и карбидных (Тл20, ТЮ, ТЮ2, Т1305, А1203- ТлС) наночастиц (20−40 нм) наблюдается в объеме матричных зерен на дислокациях. Закрепление дислокаций выделяющимися на них наночастицами вторичных оксидных и карбидных фаз приводит к повышению критического интервала плотностей дислокаций для перехода неупорядоченной сетчатой в упорядоченную ячеистую дислокационную структуру. Формирование высокой плотности дислокаций в имплантированных материалах создает внутренние напряжения (напряжения сдвига) (150−410 МПа) в поверхностных слоях. Установлено, что по мере удаления от поверхности ионно-легированных металлов уменьшаются механические напряжения (градиент — ёа/ёу = 0,12−0,26 МПа/нм) и плотность дислокаций (градиент — ёр/ёу=2−3 ТО14 см-3).

12. Установлены механизмы упрочнения поверхностных слоев металлов, сформированных в условиях ионной имплантации. Уменьшение размера зерна металлической титановой матрицы способствует дополнительному упрочнению.

1 /2 материала и наблюдается изменение коэффициента Холла — Петча 0,6 МПа/м и.

½.

0,1 МПа/м при переходе от мезоуровня на микроуровень (1+3 мкм). На микроуровне размеров зерен большую роль начинает играть торможение скольжения по границам зерен. Формирование поверхностных слоев с градиентным фазовым и структурным состоянием приводит к увеличению микротвердости относительно неимплантированных материалов (до 8+12 ГПа), повышению износостойко 1 /О сти (1,5+2 раза), повышению коэффициента Холла — Петча до 0,7 МПа/м. Улучшение механических свойств ионно-легированных материалов связано: 1) с твердорастворным упрочнением- 2) с дисперсным упрочнением (формирование наноразмерных интерметаллидных фаз с высокой концентрацией в объеме матричных зерен (до 40 об. %), вклад составляет АНу =0,1+4 ГПа) — 3) с зерногранич-ным упрочнением фазами состава А3 В и АВ3, 4) с дислокационным упрочнением (формирование высокой плотности дефектов после ионной имплантации).

13. Рассмотрены процессы окисления и экспериментально подтверждены механизмы роста поверхностных оксидных слоев в условиях ионной имплантации и при контакте с окислительной средой. В условиях ионного облучения рост оксидных слоев на поверхности титана осуществляется по островковому механизму (Вольмера — Вебера) и определяется исходной ориентацией зерен матрицы и параметрами облучения (зависимость толщины оксидных слоев от параметров облучения: к = 18,15-Ф — 10,37, к = 3,18-?- 8,13). Наличие поверхностных структурных и концентрационных дефектов приводит к формированию оксидных пленок по послойно-плюс-островковому (Странского — Крастанова) механизму (рассмотрен на примере модельного сплава Р13Т1 (510)). На нанодефектах поверхности (выступы, атомные дефекты, ступени двухатомной высоты) появляются оксидные зародыши ТЮ, происходит рост отдельных кристаллитов. Сомкнувшиеся островки покрывают полностью поверхность подложки, формируя однородный оксидный слой. Дальнейшее окисление приводит к формированию отдельных островов ТЮ2 на поверхности сформировавшегося оксидного слоя.

14. Рассмотрены особенности синтеза наноразмерных металлических частиц благородных металлов в поверхностных слоях керамических матрицносителей. Установлено, что минимальный размер, структура и равномерность распределения и функциональные свойства частиц благородных металлов в поверхностных слоях нитрида кремния зависят от физико-химических процессов на границе раздела твердое тело (матрица-носитель)/жидкая среда (раствор соли предшественника частиц) в процессе синтеза. При использовании органического растворителя (толуола) на стадии приготовления активные центры носителей не блокируются, органическая соль равномерно распределяется по поверхности матрицы-носителя, которая в процессе термической/восстановительной обработки разлагается с восстановлением до металлического состояния, формируя стабильные и активные в парциальном окислении этиленгликоля в глиоксаль и глубоком окислении метана наночастицы благородных металлов: Рё (0,5 мае. %),.

1 = 3−5 нмРг (0,1−0,5 мае. %), 1 = 2−10 нмА§-(0,1−5 мае. %), 2 = 80−100 нм.

15. Установлена роль структурно-фазового состояния матрицы-носителя (доля кристаллической фракции и соотношение а/(3-фаз) на активность и стабильность наноразмерных частиц. Увеличение доли (З-фазы нитрида кремния и аморфной фракции в матрицах-носителях приводит к снижению каталитической активности в результате капсулирования металлических частиц оксидом кремния, сформировавшимся в результате окисления носителя. Установлены структурные факторы стабилизации частиц в поверхностных слоях а-фазы нитрида кремния — формирование сильной химической связи Ме-носитель через кислород, входящий в структуру а-фазы нитрида кремния в виде поверхностного ок-синитрида, образование эпитаксиальной связи частица/носитель и твердых растворов, и как следствие — изменение электронных свойств металлических нано-частиц (увеличение энергии связи до Рё Зё5/2 — 336,1 эВ и Р1 М^а — 72,05 эВ).

Показать весь текст

Список литературы

  1. Градиентные структурно-фазовые состояния в рельсовой стали / В. Е. Громов, В. А. Бердышев, Э. В. Козлов и др. М.: Недра ком. ЛТД, 2000.- 176 с.
  2. Градиентные структуры, возникающие при пластической деформации перлитной стали / Э. В. Козлов, В. В. Ветер, С. Г. Жулейкин и др. // Известия РАН. Серия физическая. 2003. — Т. 67. — № 10. — С. 1375−1379.
  3. , Ю.И. Введение в нанотехнологию / Ю. И. Головин. М.: Машиностроение-!, 2003. — 112 с.
  4. , P.A. Наноструктурные материалы / P.A. Андриевский, A.B. Рагуля. М.: Издат. центр «Академия», 2005. — 192 с.
  5. , А.И. Наноматериалы, наноструктуры, нанотехнологии / А. И. Гусев. М.: ФИЗМАТ, 2005. — 416 с.
  6. Nanocrystalline Materials. Their Synthesis-Structure-Properties Relationships and Applications // Ed. S.C. Tjong. Elsevier Ltd. 2006. — 355 p.
  7. , И.П. Нанотехнология: физико-химия нанокластеров, наноструктур и наноматериалов / И. П. Суздалев. М.: КомКнига, 2006. — 592 с.
  8. , Р.З. Объемные наноструктурные металлические материалы: получение, структура и свойства / Р. З. Валиев, И. В. Александров. М.: ИКЦ «Академия», 2007. — 398 с.
  9. , P.A. Прочность наноструктур / P.A. Андриевский, A.M. Глезер // Успехи физических наук. 2009. — Т. 179. — № 4. — С. 337−358.
  10. , A.M. Структурная классификация наноматериалов / A.M. Глезер // Деформация и разрушение материалов. 2010. — № 2. — С. 1−7.
  11. Birringer, R. Nanocrystalline materials a first report / R. Birringer, U. Herr, H. Gleirer // Suppl. Trans. Japan. Inst. Metals. — 1986. — V. 27. — P. 43−52.
  12. Gleiter, H. Nanostructured materials: basic concepts and microstructure / H. Gleiter // Acta mater. 2000. — V. 48. — P. 1−29.
  13. Siegel, R.W. Nanostructured materials mind over matter / R.W. Siegel // Ibid. — 1994.-V. 4.-P. 121−138.
  14. Структура зерен поликристаллического агрегата мезо- и микроуровня, соотношение Холла-Петча и стадии деформационного упрочнения / Э. В. Козлов, H.A. Конева, А. Н. Смирнов и др. Кемерово: -Изд-во ООО «Норманн», 2008.-76 с.
  15. , Э.В. Барьерное торможение дислокаций. Проблема Холла Петча/ Э. В. Козлов, А. Н. Жданов, H.A. Конева // Физическая мезомеханика. — 2006. -Т.9. — № 3. — С. 81−92.
  16. , Э.В. Место дислокационной физики в многоуровневом подходе к пластической деформации / Э. В. Козлов, Л. И. Тришкина, Н. А. Попова, H.A. Конева // Физическая мезомеханика. 2011. — Т.14. — № 3. — С. 93−110.
  17. Дефекты структуры в ионно-имплантированном кремнии / Ф. Ф. Комаров, А. П. Новиков, B.C. Соловьев и др. Минск: Изд-во Минского университета, 1990.-319 с.
  18. Ионно-лучевая обработка металлов, сплавов и керамических материалов / A.B. Белый, В. А. Кукареко, О. В. Лободаева и др. Минск: Физико-технический институт, 1998. — 220 с.
  19. Ионная имплантация / под ред. Дж.К. Хирвонена. — пер. с англ. под ред. О. П. Елютина. М.: Металлургия, 1985. — 391 с.
  20. Пространственные распределения энергии, выделенной в каскаде атомных столкновений в твердых телах / А. Ф. Буренков, Ф. Ф. Комаров, М. А. Кумахов и др. М.: Энергоатомиздат, 1985. — 245 с.
  21. , A.B. Поверхностная упрочняющая обработка с применением концентрированных потоков энергии / A.B. Белый, Е. М. Макушок, И. Л. Поболь. -Минск: Наука и техника, 1990. 78 с.
  22. Nastasi, М. Thermodynamics and kinetics of phase transformations induced by ion irradiation / M. Nastasi, J.W. Mayer. North-Holland, 1991. — 51 p.
  23. , Ф.Ф. Ионно-лучевое перемешивание при облучении металлов/ Ф. Ф. Комаров, А. П. Новиков — науч. ред. Ю. В. Мартыненко // Итоги науки и техники. Серия: Пучки заряженных частиц и твердое тело. Распыление. -М.: ВИНИТИ, 1993. Т. 7. — С. 54−81.
  24. Перспективные радиационно-пучковые технологии обработки материалов / В. А. Грибков, Ф. И. Григорьев, Б. А. Калин и др. М.: Изд. дом «Круглый год», 2001.-528 с.
  25. , В.В. Повышение стойкости инструмента методом ионной имплантации / В. В. Брюхов. Томск: Изд-во HTJ1, 2003. — 120 с.
  26. Ghaly, M. Molecular dynamics investigations of surface damage produced by kiloelectronvolt self-bombardment of solids / M. Ghaly, K. Nordkund, R.S. Averback // Phil. Mag. A. 1999. — V. 79. — № 4. — P. 795−820.
  27. Эффекты дальнодействия в ионно-имплантированных металлических материалах / А. Н. Диденко, Ю. П. Шаркеев, Э. В. Козлов и др. Томск: Изд-во НТЛ, 2004. — 328 с.
  28. Utilization of plasma ion implantation for tribological applications / R. Gunzel, J. Brutscher, S. Mandl etc. // Surf. Coat. Techn. 1997. — V. 96. — P. 16−21.
  29. Rey, D.J. Key issues in plasma-source ion implantation / D.J. Rey, R.J. Faehl, J.N. Matossian // Surf. Coat. Techn. 1997. — V. 96. — P. 45−51.
  30. Khvesyuk, V.I. The use of high-voltage discharge at low pressure for 3D ion implantation / V.I. Khvesyuk, P.A. Tsyganov // Surf. Coat. Techn. 1997. — V. 96. — P. 68−74.
  31. , Ф.Ф. Физические процессы при ионной имплантации в твердые тела / Ф. Ф. Комаров. Минск: УП «Технопринт», 2001. — 392 с.
  32. Ion Beam Modification / Editors S. Kalbitzer, О. Mayer, G.K. Wolf// Proceedings of the Eight International Conference on Ion Beam Modification of Materials. Heidelberg, Germany, 7−11 September 1992. -North-Holland, 1993, Parts 1, 2. — 1538 p.
  33. Brown, G. Advances in metal ion sources / G. Brown // Nucl. Instr. Meth. -1989. V. B37/38. — P. 68−73.
  34. Получение широкоапертурных пучков ионов металлов / А. П. Аксенов, С. П. Бугаев, А. А. Емельянов и др. // ПТЭ. 1987. — № 3. — С. 139−142.
  35. Ryabchikov, A.I. Repetitively pulsed vacuum arc and plasma sources and new methods of ion and ion-plasma treatment of materials / A.I. Ryabchikov // Surf. Coat. Techn. 1997. — Vol. 96. — P. 9−15.
  36. , А.И. Источники «Радуга» и методы импульсно-периодической ионно-лучевой и ионно-плазменной обработки материалов / А. И. Рябчиков, С. В. Дегтярев, И. Б. Степанов // Известия высших учебных заведений. Физика. -1998.-№ 4.-С. 193−207.
  37. Vacuum arc ion and plasma source Raduga 5 for materials treatment / A.I. Ryabchikov, I.B. Stepanov, S.V. Dektjarev etc. // Rev. Sci. Instrum. 1998. -Vol. 69.-P. 810−816.
  38. , Б.А. Титановые сплавы разных стран : справочник / Б.А. Кола-чев, И. С. Полькин, В. Д. Талалаев. М.: ВИЛС, 2000. — 316 с.
  39. , И.Б. Разработка и исследование источника ускоренных ионов и плазмы на основе непрерывного вакуумно-дугового разряда и систем очистки плазмы от микрокапельной фракции : дис.. канд. техн. наук. -Томск, 1998. 187 с.
  40. Пат. 2 108 636 CI. Российская Федерация. Устройство для очистки плазмы дугового испарителя от микрочастиц / А. И. Рябчиков, И. Б. Степанов. 1998.
  41. Автоматическое управление и регистрация ожэ-спектрометром 09 ИОС-3 / И. Б. Степанов, И. А. Шулепов, А. И. Солдатов и др. // Приборы и техника эксперимента. 2003. — № 3. — С. 166−167.
  42. , И.А. Разработка и применение комплекса атомно- и ядерно-физических методов для исследования модифицированных слоев металлов : авто-реф. дис.. канд. физ.-мат. наук. 2004. — 20 с.
  43. Таблицы параметров пространственного распределения ионно-имштан-тированных примесей /А.Ф. Буренков, Ф. Ф. Комаров, М. А. Кумахов, и др.-Минск: Изд-во БГУ, 1980. 352 с.
  44. Высокоинтенсивная имплантация ионов алюминия в титан / И. А. Курзина, И. А. Божко, М. П. Калашников и др. // Металлофизика и новейшие технологии. -2004.-Т. 26.-№ 12.-С. 1645−1661.
  45. Formation of intermetallic layers at high intensle ion implantation / E.V. Kozlov, A.I. Raybchikov, Yu.P. Sharkeev, I.B. Stepanov, S.V. Fortuna, D.O. Sivin, I.A. Kurzina etc. // Surf. Coat. Techn. 2002. — V. 158−159. — C. 343−348.
  46. Структурно-фазовое состояние поверхностных слоев никеля, имплантированных ионами титана / И. А. Курзина, И. А. Божко, М. П. Калашников и др. // Известия Российской академии наук. Серия физическая. 2006. — Т. 70. — № 4. — С. 591−592.
  47. Нанокристаллические интерметаллидные и нитридные структуры, формирующиеся при ионно-плазменном воздействии / И. А. Курзина, Э. В. Козлов, Ю. П. Шаркеев и др. Томск: Изд-во HT Л, 2008. — 324 с.
  48. , Г. В. Моделирование низкоэнергетического ионного перемешивания примесного слоя алюминия в никеле / Г. В. Корнич, Г. Бетц, А. И. Бажин // Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. 2000. -№ 10.-С. 32−37.
  49. , Е.Е. Моделирование процессов переноса ионов высоких энергий в веществе / Е. Е. Журкин // Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. 1998. — № 12. — С. 145−149.
  50. , А.И. Нетрадиционные методы импульсно-периодической ион-но-лучевой и ионно-плазменной обработки материалов / А. И. Рябчиков // Изв. вузов. Физика. 1994. — № 6. — С. 52−63.
  51. , П. Распыление ионной бомбардировкой, общие теоретические представления / П. Зигмунд // Распыление твердых тел ионной бомбардировкой. -М.: Мир, 1984. -Вып. 1.-С. 23−98.
  52. , Ф.Ф. Ионная имплантация в металлы / Ф. Ф. Комаров. М.: Металлургия, 1990. — 216 с.
  53. , A.A. Изменение дислокационной структуры в монокристаллах вольфрама, облученных ионами аргона / A.A. Таран, З. Б. Батуричева, Э. Ф. Чайковский // Поверхность. Физика, химия, механика. 1988. — № 2. — С. 146−149.
  54. , А.Н. Массоперенос в системе Ag (подложка) Pd (пленка) под действием механических импульсов микросекундной длительности / А. Н. Бекренев, А. Д. Васильев // Физика и химия обработки материалов. — 1996. — № 5. — С. 64−66.
  55. , М.И. Ионная имплантация в металлах / М. И. Гусева // Поверхность. Физика, химия, механика. 1982. -№ 4. — С.27−50.
  56. , М.А., Исследование диффузии меди в железе в процессе деформации / М. А. Криштал, Р. И. Дубровский, О. В. Степанова // Физика и химия обработки материалов. 1973. — № 6. — С.88−93.
  57. , Б.Я. Диффузионные процессы в неоднородных твердых средах / Б .Я. Любов. -М.: Наука, 1981. -296 с.
  58. , И. Диффузия по границам зерен и фаз / И. Каур, В. Густ. М.: Машиностроение, 1991. -448 с.
  59. , Ю.Р. Диффузионно-контролируемые процессы на границах зерен и пластичность металлических поликристаллов / Ю. Р. Колобов. Новосибирск: Наука, 1998. — 184 с.
  60. , Ю.В. К теории диффузионных процессов в кристаллах с дислокациями /Ю.В. Корнюшин // Металлофизика. -1983,-№ 2.-С. 104−115.
  61. , B.C. Влияние взаимодействия малоугловых границ атомами примеси на процесс межзеренной диффузии / B.C. Алтунжи, Б. Я. Любов // Известия Академии наук СССР. Металлы. 1973. — № 3. — С. 192−196.
  62. , И.Б. Квазигидродинамическое поведение каскадов атомных столкновений / И. Б. Левинсон, Д. Л. Маслов // Поверхность. Физика, химия, механика. 1987. — № 4. — С.5−7.
  63. , Ш. Х. Коллективный механизм массопереноса в поверхностных слоях облучаемых материалов / Ш. Х. Ханнанов // Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. 2001. — № 12. — С.73−76.
  64. Динамические коллективные атомные смещения в металлах динамические коллективные атомные смещения в металлах / Г. М. Полетаев, Д. М. Старостенков,
  65. Б.Ф. Демьянов и др. // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2006. — Т. 3. — № 4. — С. 130−134.
  66. , В.П. Влияние дислокационного транспорта на диффузию примеси / В. П. Жаринов, А. Н. Павлычев // Физика металлов и материаловедение. -1988. Т.66. — № 6. — С.1223−1224.
  67. , В.П., Дислокационное увлечение атомов примеси при диффузии / В. П. Жаринов, B.C. Золотев, А. Н. Павлычев // Металлы. 1988. — № 2. — С.155−159.
  68. , A.B. О возможных путях реализации процесса массопереноса в ударных волнах / A.B. Филатов. // Диффузионные процессы в металлах. Тула: ТПИ, 1989.-С. 85−92.
  69. , Т.В. Моделирование массопереноса в металлических материалах при облучении ионными пучками : дис.. канд. физ.-мат. наук. Омск, 2006. — 143 с.
  70. , Г. А. Влияние миграции границ зерен на формирование концентрационных профилей имплантированной примеси / Г. А. Вершинин, Т. В. Вахний // Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. -2003,-№ 5.-С. 18−21.
  71. Массоперенос в гетерогенных материалах при воздействии высокоинтенсивными пучками заряженных частиц / Г. А. Вершинин, К. Н. Полещенко, С.Н. По-ворознюк и др. // Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. 2000. — № 5. — С. 32−35.
  72. Mass transfer in heterogeneous materials under irradiation with high intensity beams of charged particles / G.A. Vershinin, K.N. Poleshchenko, S.N. Povoroznyuk etc. // Surface Investigation. 2001. — V. 16. — P. 761−767.
  73. , А.Н. Последеформационные процессы высокоскоростного на-гружения / А. Н. Бекренев, Г. Н. Эпштейн. М.: Металлургия, 1992. — 157 с.
  74. , А.Я. Диффузионные процессы в сплавах / А .Я. Шиняев. М.: Наука, 1975.-227 с.
  75. Формирование концентрационных профилей имплантируемых ионов в титане и никеле в зависимости от структуры образцов и режимов облучения / Г. А. Вершинин, Ю. П. Шаркеев, Г. И. Геринг и др. // Известия вузов. Физика. -2011.-Т. 54.-№ ½.-С. 133−137.
  76. Hanley, L. The growth and modification of materials via ion-surface processing / L. Hanley, S.B. Sinnott // Surface Science. 2002. — V. 500. — P. 500−522.
  77. Jacobs, D.C. The role of internal energy and approach geometry in molecule/surface reactive scattering / D.C. Jacobs // J. Phys. Condens. Matter. 1995. — V. 7 — P. 1023−1034.
  78. Nanocrystals manufacturing by ultra-low-energy ion-beam-synthesis for nonvolatile memory application / P. Normand, E. Kapetanakis, P. Dimitrakis etc. // Nuclear Instruments and Methods in Physics Research. 2004. — V. B216. — P. 228−238.
  79. Nonlinear optical properties of Sn+ ion-implanted silica glass / Y. Takeda, T. Hi-oki, T. Mohohiro etc. // Nuclear Instruments and Methods in Physics Research Section B: Beam Interactions with Materials and Atoms. 1994. — V. 91. — № 1−4. — P. 515−519.
  80. Mattei, G. Alloy nanoclusters in dielectric matrix / G. Mattei // Nuclear Instruments and Methods in Physics research. 2002. — V. В191. — P. 323−332.
  81. Atomic force microscopy, electronic and vibrational spectroscopy of Au colloids formed by ion implantation in muscovite mica / D.O. Henderson, R. Mu, A. Ueda etc. // Journal of Non-Crystalline Solids. 1996. — V. 205−207. — Part 2. — P. 788−792.
  82. Colloidal Au and Ag precipitates formed in A1203 by ion implantation and annealing / C.W. White, D.K. Thomas, D.K. Hensley, etc. // Nanostructured Materials. -1993. V. 3. — № 1−6. — P. 447−457.
  83. Zuhr, R.A. Formation and optical properties of intermetallic nanoclusters formed by sequential ion implantation / R.A. Zuhr, R.H. Magruder III, T.S. Anderson // Surface and Coatings Technology. 1998. — V. 103−104. — P. 401−408.
  84. Formation of Al3Ta by Та ion implantation into aluminium using a metal vapor vacuum arc ion source / M. Wei, T. Kun, L. Xingtao etc. // Materials research Bulletin. 2001.-V. 36.-P. 1759−1766.
  85. Cr ion implantation into Ti. Part I. Formation of intermetallic Laves phase/ L.M. Prudencio, L. Parames, O. Conde etc. // Surface & Coating Technology. -2006.-V. 200.-P. 3907−3912.
  86. Размерная кристаллогеометрия о интерметаллидов бинарных сплавов / Э. В. Козлов, А. А. Клопотов, Н. О. Солоницина и др. // Изв. вузов. Физика. -2006.-№ 1.-С. 34−43.
  87. Система Ti-Al. Симметрийные аспекты / А. А. Клопотов, М. Г. Дементьева, А. И. Долидчик и др. //Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2006. — № 2. — С. 112−120.
  88. Система Ni-Al. Кристаллогеометрические особенности / Э. В. Козлов, А. А. Клопотов, А. С. Тайлашев и др. //Известия РАН. Физика. 2006. — Т. 70. -№ 7.-С. 980−983.
  89. Система Ti-Ni. Кристаллогеометрические особенности / А. А. Клопотов, Ю. Ф. Ясенчук, Ю. А. Абзаев и др. // Изв. вузов. Физика. 2008. — № 5. — С. 7−17.
  90. Вол, А. Е. Строение и свойства двойных металлических систем. В 4 т. /
  91. A.Е. Вол. М.: Физматгиз, 1959. — Т. 1. -755 с.
  92. Phase equilibria in the Ti-Al binary system / I. Ohnuma, Y. Fujita, H. Mitsui etc. // Acta Metallurg Inc. 2000. -V. 48. — P. 3113−3123.
  93. Garay, J.E. Enhanced growth of intermetallic phases in the Ni-Ti system by current effects / J.E. Garay, U. Anselmi-Tamburini, Z.A. Munir // Acta Materialia. -2003.-V. 51. -№ 15.-P. 4487−4495.
  94. Otsuka, K. Physical metallurgy of Ti-Ni-based shape memory alloys / K. Otsuka, X. Ren // Progress in Materials Science. 2005. — V. 50. — № 5. — P. 511−678.
  95. , B.A. Алюминиды / B.A. Синельникова, B.A. Подерган,
  96. B.P. Речкин. Киев: Наукова думка, 1965. — 240 с.
  97. , М. Структуры двойных сплавов: В 2 т. / М. Хансен, К. Андер-ко. М.: Металлургия, 1962. — Т. 1. — 608 с.
  98. , К.Дж. Металлы / К.Дж. Смитлз. М.: Металлургия, 1980. — 445 с.
  99. Stoloff, N.S. Physical metallurgy and processing of intermettalic compounds / N.S. Stoloff, V.K. Sikka. New York: Chapman & Hall, 1994. — 669 p.
  100. , У. Титан и его сплавы : пер. с нем. / У. Цвиккер. М.: Металлургия, 1979.-511 с.
  101. , Т.П. Химия титана / Г. П. Лучинский. М.: Химия, 1971. — 471 с.
  102. , И.И. Никелид титана и другие сплавы с эффектом памяти/ И. И. Корнилов, O.K. Белоусов, Е. В. Качур. М.: Наука, 1977. — 178 с.
  103. Диаграммы состояния двойных металлических систем / под ред. Н.П. Ля-кишева. М.: Машиностроение, 1996−2000. — Т. 1−3.
  104. , А.В. Металлургия титана / А. В. Тарасов. М.: ИКЦ «Академкнига», 2003.-328 с.
  105. Суперсплавы. Жаропрочные материалы для аэрокосмических и промышленных энергоустановок: пер с англ. / под ред. Ч. Т. Симса, Н. С. Столоффа, У. К. Хагеля: в 2 кн. / под ред. Р. Е. Шалина. М.: Металлургия, 1995. — Кн. 2. — 384 с.
  106. Cordts, В. Limiting compositions and phase transformations resulting from implanting aluminum into nickel / B. Cordts, M. Ahmed, D.I. Potter // Nuclear Instruments and Methods. 1983. -V. 209−210. — P. 873−879.
  107. Effect of temperature on high fluence transition metal implants into polycrys-talline aluminum / F.H. Sanchez, F. Namavar, J.I. Budnick etc. // Mater. Sci. Eng. 1987. V. 90.-P. 149−159.
  108. Wyser, A. ShaublinR., GotthardtR. Amorphization in A1 induced by high-energy Ni ion implantation / A. Wyser, R. Shaublin, R. Gotthardt // Nuclear Instruments and Methods. 1996. — V. В 107. — № 1−4. — P. 273−275.
  109. Gao, K.Y. High current Ni-ion implantation into A1 films / K.Y. Gao, B.X. Liu // Nuclear Instruments and Methods. 1997. — V. В 132. — № 1. — P. 68−72.
  110. Microstructure and wear behaviour of aluminium implanted with nickel/ E. Wieser, E. Richter, R. Groetzchel etc. // Surface and Coatings Technology. -1998.-V. 103−104.-P. 353−359.
  111. Phase transition and diffusion of Ni atoms in aluminum during implantation/ T. Zhang, Y. Wu, Y. Zhang etc. // Vacuum. 2002. — V. 65. — P. 127−132.
  112. Knight, S.T. Titanium aluminide formation in Ті implanted aluminium alloy/ S.T. Knight, P.J. Evans, M. Samandi // Nucl. Instrum. Methods in Physics Research. -1996. -V. B119. -№ 4. P. 501−504.
  113. Phase formation in aluminium implanted titanium and the correlated modification of mechanical and corrosion properties /1. Tsiganov, E. Wieser, W. Matz etc. // Thin Solid Films.-2000.-V. 376.-P. 188−197.
  114. ТЕМ and nanoindentation studies on sputtered Ti40Ni60 thin films / A.K. Nan-da Kumar, C.K. Sasidharan Nair, M.D. Kannan etc. // Materials Chemistry and Physics. 2006. — V. 97.-№ 2−3.-P. 308−314.
  115. Growth and characterization of TixNiix shape memory thin films using simultaneous sputter deposition from separate elemental targets / S. Sanjabi, S.K. Sadrnez-haad, K.A. Yates etc. // Thin Solid Films. 2005. — V. 491. — P. 190−196.
  116. Microstructure and texture evolution of ultra-thin TiNi hot-rolled sheets studied by automated EBSD / S.C. Mao, X.D. Han, J.F. Luo etc. // Materials Letters.2005.-V. 59.-P. 3567−3571.
  117. Arranz, M.A. Shape memoryeffect in sputtered Ti-Ni thin films / M.A. Ar-ranz, J.M. Rieiro // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. 2005. — V. 290−291.-P. 865−867.
  118. High ultimate tensile stress in nano-grained superelastic NiTi thin films/
  119. H. Rumpf, Т. Walther, С. Zamponi etc. // Materials Science and Engineering.2006.-V. A 415.-P. 304−308.
  120. Упрочнение поверхностных слоев титана при имплантации ионов алюминия / Э. В. Козлов, Ю. П. Шаркеев, А. И. Рябчиков и др. // Вестник Томского государственного архитектурно-строительного университета. 2003. — № 2. — С. 87−93.
  121. Формирование наноразмерных интерметаллидных фаз в условиях высокоинтенсивной имплантации ионов алюминия в титан / И. А. Курзина, И. А. Божко, М. П. Калашников и др. // Химия и физика стекла. 2005. — Т. 31. — № 4. — С. 452458.
  122. Модификация поверхностных слоев титана при высокоинтенсивной ионной имплантации алюминия / И. А. Божко, И. А. Курзина, И. Б. Степанов и др. // Физика и химия обработки материалов. 2005. — № 4. — С. 58−62.
  123. Effect of high-energy implantation on titanium alloy / H. Pelletier, D. Muller, P. Mille etc. // Surface and Coating technology. 2002. — V. 151−152. — P. 4216.
  124. Surface properties of TiAl alloys / Y.-C. Zhu, Y. Zhang, X.Y. Li etc. // Oxid. Met.-2001.-V. 55.-P. 119−225.
  125. Khvesyuk, V.l. The use of high-voltage discharge at low pressure for 3D ion implantation / V.l. Khvesyuk, P.A. Tsyganov // Surf. Coat. Techn. 1997. — V. 96. — P. 68−74.
  126. Formation of Nanoscale Intermetallic Phases in Ni Surface Layer at High Intensity Implantation of AI Ions / I.A. Bozhko, S.V. Fortuna, I.A. Kurzina etc. // Journal of Materials Science & Technology. 2004. — V. 20. — № 5. — P. 583−586.
  127. Formation of intermetallic layers at high intensive ion implantation / E.V. Kozlov, A.I. Ryabchikov, Yu.P. Sharkeev, I.B. Stepanov, S.V. Fortuna, D.O. Sivin,
  128. A. Kurzina etc. // Surface and Coating Technology. 2002. — V. 158−159. — P. 343−348.
  129. Фазовый анализ поверхностного слоя никеля, имплантированного ионами алюминия / Э. В. Козлов, Ю. П. Шаркеев, C.B. Фортуна и др. // Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. 2003. — № 7. — С. 31−35.
  130. Высокоинтенсивная имплантация ионов алюминия в никель и титан/ И. А. Курзина, И. А. Божко, М. П. Калашников и др. // Известия Томского политехнического университета. 2004. — № 3. — С. 30−35.
  131. , С.С. Рентгенографический и электронно-оптический анализ/ С. С. Горелик, Ю. А. Скаков, JI.H. Расторгуев. М.: МИСИС, 2002. — 360 с.
  132. , Л.И. Справочник по рентгеноструктурному анализу поликристаллов / Л. И. Миркин. М.: ГИФМЛ, 1961.-863 с.
  133. Formation of nanosized intermetallic phases in Ni-Ti system upon ion implantation / I.A. Kurzina, I.A.JBozhko, M.P. Kalashnikov etc. // Известия высших учебных заведений. Физика. 2006. — Т. 49. — № 8. — С. 211−214.
  134. Высокоинтенсивная ионная имплантация метод формирования мелкодисперсных интерметаллидов в поверхностных слоях металлов / Ю. П. Шаркеев, А. И. Рябчиков, Э. В. Козлов и др. // Известия высших учебных заведений. Физика. -2004,-№ 9.-С. 44−52.
  135. Формирование поверхностных слоев, содержащих интерметаллидные соединения, при высокоинтенсивной ионной имплантации в системах Ni-Al, Ti-Al, Fe-Al / И. А. Курзина, И. А. Божко, М. П. Калашников и др. // Перспективные материалы. 2005. — № 1. с. 13−23.
  136. Influence of ion implantation on nanoscale Intermetallic phases formation in Ti-Al, Ni-Al and Ni-Ti systems / I.A. Kurzina, E.V. Kozlov, Yu.P. Sharkeev etc. // Surface and Coating Technology. 2007. — V. 201. — P. 8463−8468.
  137. , Л.С. Получение макронеоднородностей регулярной структуры в сталях методами дифференцированной обработки / Л. С. Малинов // Металловедение и термическая обработка металлов. 1997. — № 4. — С. 9−11.
  138. Физические основы термоцементического борирования стали / A.M. Гурьев, Э. В. Козлов, JI.H. Игнотенко и др. Барнаул: АлтГТУ, 2000. — 177 с.
  139. , О.Д. Влияние азотирования на поверхностную твердость и износостойкость мононикелида титана / О. Д. Шашков // Изв. АН СССР. Металлы. 1986. — № 5. — С. 147−152.
  140. , И.А. Структурные закономерности формирования интерметал-лидных наноразмерных фаз в процессе ионной имплантации / И. А. Курзина // Доклады академии наук. 2010. — Т. 432. — № 2. — С. 1−3.
  141. , P.A. Размерные эффекты в нанокристаллических материалах. I. Особенности структуры. Термодинамика. Фазовые равновесия. Кинетические явления / P.A. Андриевский, A.M. Глезер // Физика металлов и металловедение. 1999. — Т. 88.-№ 1.-С. 50−73.
  142. , P.A., Размерные эффекты в нанокристаллических материалах: II Механические и физические свойства / P.A. Андриевский, А. М. Глезер // Физика металлов и металловедение. 2000. — Т. 89. — № 1. — С. 91−112.
  143. , H.A. Физические причины высокой прочности ультрамелкозернистых материалов / H.A. Конева, А. Н. Жданов, Э. В. Козлов // Изв. РАН. Серия физическая. 2006. — Т. 70. — № 4. — С. 582−585.
  144. , Э.В. Механизмы деформации и механические свойства нанома-териалов / Э. В. Козлов, А. Н. Жданов, H.A. Конева // Физическая мезомеханика. -2007. Т. 10. — № 3. — С. 95−103.
  145. , В.К. Дисперсионное упрочнение тугоплавких металлов / В. К. Григорович, E.H. Шефтель М.: Из-во «Наука», 1980. — 304 с.
  146. Структура и механические свойства наноструктурного титана после до-рекристаллизационных отжигов / Ю. П. Шаркеев, А. Ю. Ерошенко, А. Д. Братчиков и др. // Физическая мезомеханика. 2005. — Спец. выпуск № 8. — С. 91−94.
  147. Объемный ультрамелкозернистый титан / Ю. П. Шаркеев, В. И. Данилов,
  148. A.Ю. Ерошенко и др. — под. ред. А. И. Потекаева // Структура и свойства перспективных металлических материалов. Томск: Изд-во HTJI, 2007. — С. 233−250.
  149. Процессы пластического структурообразования в металлах / В. М. Сегал,
  150. B.И. Резников, В. И. Копылов и др. Минск: Наука и техника, 1994. — 103 с.
  151. , Н.И. Субмикрокристаллические и нанокристаллические металлы и сплавы / Н. И. Носкова, P.P. Мулюков. Екатеринбург: УрО РАН, 2003. — 279 с.
  152. , O.A. Сверхпластичность, измельчение структуры и обработка труднодеформируемых сплавов / O.A. Кайбышев, Ф. З. Утяшев. М.: Наука, 2002.-438 с.
  153. Зернограничная диффузия и свойства наноструктурных материалов/ Ю. Р. Колобов, Р. З. Валиев, Г. П. Грабовецкая и др. Новосибирск: Наука, 2001.-232 с.
  154. Особенности пластической деформации субмикрокристаллической фер-ритной стали 13Х25Т / Г. А. Салищев, Р. Г. Зарипова, A.A. Закирова и др. // Физики металлов и металловедение. 2000. — Т. 89. — № 3. — С. 100−106.
  155. , Г. А. Влияние субмикрокристаллической структуры на механическое поведение ферритной стали 15Х25Т / Г. А. Салищев, К. Г. Фархутдинов, В. Д. Афанасьев // Металлы. 1993. — № 2. — С. 116−120.
  156. Особенности структуры и деформационного поведения объемнонаност-руктурного титана, полученного при интенсивной пластической деформации / Ю. П. Шаркеев, В. И. Данилов, А. Ю. Ерошенко и др. // Деформация и разрушение материалов. 2007. — № 7. — С. 27−31.
  157. Структура и свойства объемного ультрамелкозернистого титана, полученного «?с-прессованием и прокаткой / А. Ю. Ерошенко, Ю. П. Шаркеев, А. И. Толмачев и др. // Перспективные материалы. 2009. — Спец. выпуск № 7. — С. 107−112.
  158. Влияние деформации и термомеханической обработки на структуру и свойства титана / Г. А. Садикова, В. В. Латыш, И. П. Семенова и др. // Металловедение и термическая обработка металлов. 2005. -№ 11.-С. 31−34.
  159. Advanced mechanical properties of pure titanium with ultrafine grained structure/ A.V. Sergueeva, V.V. Stolyarov, R.Z. Valiev etc. // Scripta Mater. 2001,-V. 45.-P. 747−752.
  160. Эволюция структуры и механических свойств наноструктурного титана при термомеханических обработках / О. А. Кашин, Е. Ф. Дударев, Ю. Р. Колобов и др. // Материаловедение. 2003. — № 8. — С. 25−30.
  161. Формирование субмикрозернистой структуры в меди и никеле с использованием интенсивной сдвигового деформирования / Н. А. Ахмедеев, Р. З. Валиев, В. И. Копылов и др. // Металлы. 1992. — № 5. — С. 96−101.
  162. Эволюция структуры и механических свойств ультрамелкозернистого титана / И. А. Курзина, И. А. Божко, А. Ю. Ерошенко и др. // Материаловедение. -2010. -№ 5.-С. 48−54.
  163. Объемный ультрамелкозернистый титан / Ю. П. Шаркеев, В. И. Данилов, А. Ю. Ерошенко и др. — под. ред. А. И. Потекаева // Структура и свойства перспективных металлических материалов. Томск: Изд-во HTJI, 2007. — С. 233−250.
  164. Свойства и структура покрытий, получаемых ионной имплантацией алюминия в титановую подложку в различном структурном состоянии / Ю. П. Шаркеев, И. А. Курзина, И. А. Божко и др. // Деформация и разрушение материалов. -2011.-№ 2.-С. 32−40.
  165. Hall, Е.О. The deformation and ageing of mild steel: I discussion of results / E.O. Hall //Proc. Phys. Soc. 1951. -V. 64B. — P. 747−753.
  166. Petch, N.J. The cleavage strength of polycrystals / N.J. Petch // J. Iron Steel Inst. 1953. — V. 174. — P. 25−28.
  167. Manika, I. Characteristics of deformation localization and limits to the micro-hardness testing of amorphous and polycrystalline coatings / I. Manika, O. Maniks // Thin Solid Films. 1992. — V. 208. — P. 227−233.
  168. Gilman, J. Hardness A Strength Mikroprobe / J. Gilman // The Science of Hardness Testing and its Research Applications. — Ohio: Amer. Soc. Of Meyals, Park, 1973.-P. 51−54.
  169. Прочность и структура нанокристаллического Ti / Н. И. Носкова, И. А. Перетурина, В. В. Столяров и др. // Физика металлов и материаловедение. -2004. Т. 97. — № 5. — С. 106−112.
  170. The plastic deformation of polycrystalline aggregates / R. Armstrong, I. Cold, R.M. Douthwaite etc. // Phil. Mag. 1962. — V. 7. — № 73. — P. 45−58.
  171. Li, J.C.M. Petch relation and grain boundary sources / J.C.M. Li // Trans. AIME. 1963. -V. 227. — P. 239−247.
  172. , X. Модель деформационного упрочнения для объяснения влияния величины зерна на напряжение течения металлов / X. Конрад // Сверхмелкое зерно в металлах. М.: Металлургия, 1973. — С. 206−219.
  173. Meaking, J.D. Strain-hardening of polycrystals: the a-brasses / J.D. Meaking, N.J. Petch//Phil. Mag. 1974,-V. 30.-P. 1149−1158.
  174. Li, J.C.M. Petch relation and grain boundary sources / J.C.M. Li // J. Austral Inist. Metals. 1963. — V. 8. — P. 206−212.
  175. Ashby, M.F. The deformation of plastically non-homogeneous material/ M.F. Ashby // Phil. Mag. 1970. — V. 21. — № 170. — P. 399−424.
  176. Ashby, M.F. The deformation of plastically non-homogeneous alloys / M.F. Ashby // Strengthening methods in crystals. London: Science publishers LTD, 1971.-P. 137−190.
  177. Meyers, M.A. A model for the effect of grain size on the yield stress of metals / M.A. Meyers // Phil. Mag. A. 1982. — V. 46. — № 5. — P. 737−759.
  178. Meyers, M.A. Mechanical behavior of materials / M.A. Meyers, K.K. Chawla. N-J: Prentice Hall, 1999. — 680 p.
  179. Общая схема деформационного упрочнения поликристаллических ОЦК металлов / В. И. Трефилов, В. Ф. Моисеев, Э. П. Печковский и др. // ДАН СССР. -1985. Т. 285. — № 2. — С. 109−112.
  180. , Н.А. Физическая природа стадийности пластической деформации / Н. А. Конева, Э. В. Козлов // Структурные уровни пластической деформации и разрушения — под ред. В. Е. Панина. Новосибирск: Наука, Сибирское отделение, 1990.-С. 123−186.
  181. , O.A. Деформационное поведение в области микропластической деформации титана и сплава Ti-Al-V с ультрамелкозернистой структурой при различных видах термосилового воздействия : дис.. докт. техн. наук. Томск, 2007.-288 с.
  182. , Р.З. Создание наноструктурных металлов и сплавов с уникальными свойствами, используя интенсивные пластические деформации / Р. З. Валиев // Российские нанотехнологии. 2006. — Т. 1. — № 1. — С. 208−216.
  183. Nnostructuring of Metals by Severe Plastic Deformation for Advanced Properties / GJ. Raab, R.Z. Valiev, T.C. Lowe etc. // Nature Materials. 2004. — V. 3. — P. 511−516.
  184. Демьянов, Б. Ф. Атомная структура равновесных границ зерен / A.B. Век-ман, С. Л. Кустов, М. Д. Старостенков // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2004. — Т. 1. — № 1. — С. 86−92.
  185. , Л.Н. Нанокристаллические соединения металлов / Л. Н. Лариков // Металлофизика и новейшие технологии. 1995. — Т. 17. — № 9. — С. 56−68.
  186. , Л.Н. Диффузионные процессы в нанокристаллических материалах / Л. Н. Лариков // Металлофизика и новейшие технологии. 1995. — Т. 17. -№ 1. — С. 3−29.
  187. , И.А. Титан до и после ионной имплантации: структура, фазовый состав и механические свойства / И. А. Курзина, Ю. П. Шаркеев // Известия Высших учебных заведений. Физика. 2009. — № 8/2. — С. 421−424.
  188. Имплантация ионов алюминия в титан с различным структурным состоянием / И. А. Курзина, И. А. Божко, М. П. Калашников и др. // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2009. — № 2. — С. 63−69.
  189. , Э.В. Зеренная структура, геометрически необходимые дислокации и частицы вторых фаз в поликристаллах микро- и мезоуровня / Э. В. Козлов, Н. А. Конева, Н. А. Попова // Физическая мезомеханика. 2009. — Т. 12. — № 4. -С. 93−106.
  190. , Б.А. Интерметаллиды №зА1 и TiAl: микроструктура, деформационное поведение / Б. А. Гринберг, М. А. Иванов. Екатеринбург: УрО РАН, 2002.-359 с.
  191. Huang, W. A thermodynamic analysis of the Ni A1 system / W. Huang, Y.A. Chang // Intermetallics. — 1998. — V. 6. — P. 487−498.
  192. Formation of Nanoscale Intermetallic Phases in Ni Surface Layer at High Intensity Implantation of A1 Ions / I.A. Bozhko, S.V. Fortuna, I.A. Kurzina etc. // J. of Mater. Sci & Technol. 2004. — V. 20. — № 5. p. 583−586.
  193. , А.Г. Моделирование формирования интерметаллидных фаз в поверхностном слое при ионной имплантации / А. Г. Князева // Сборник материалов Международной конференции «Химическая и радиационная физика». 25−29 августа, Москва. М., 2009. — С. 125−129.
  194. Surface characterization of Ti-implanted by XPS and AES / M. Iwaki, K. Yobe, M. Suzuki etc. //Nucl. Instr. Methods. 1987. -V. В19/20. — P. 150−153.
  195. Структурно-фазовое состояние поверхностных слоев титана, имплантированных ионами алюминия / И. А. Курзина, И. А. Божко, М. П. Калашников и др. // Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. -2005.- № 7. -С. 72−78.
  196. Gwathmey, А.Т. The surface chemistry of metals and semiconductors / A.T. Gwathmey, K.R. Lawless. New York: Wiley, 1960. — 1000 p.
  197. Окисление титана и его сплавов / A.C. Бай, Д. И. Лайнер, E.H. Слесарева и др. М.: Металлургия, 1970. — 317 с.
  198. Окисление металлов / под ред. Ж. Бенара. М.: Металлургия, 1969. -Т. 2.-448 с.
  199. Mejering, J.E. Internal oxidation of alloys / J.E. Mejering // Advances in material research. 1971, — V. 5.-P. 1−81.
  200. Bardi, U. Superlattice LEED patterns observed from 111. and [100] oriented single crystals of TiPt3 / U. Bardi, P.N. Ross // Surface science letters. 1984. -V. 146. — P. L555-L560.
  201. Bardi, U. On the composition and structure of thin layers of titanium oxide on platinum surfaces / U. Bardi // Catal. Letters. 1990. — V. L798. — P. 81.
  202. Введение в физику поверхности / К. Оура, В. Г. Лифшиц, А. А. Саранин и др. — отв. ред. В. И. Сергиенко — Ин-т автоматики и процессов упр. ДВО РАН. -М.: Наука, 2006.-490 с.
  203. Химическое состояние и атомная структура поверхности г. ц.к. металлов в реакции взаимодействия с галогенами // Труды Института общ. физики им. A.M. Прохорова. М.: Наука, 2003. — 185 с.
  204. Bardi, U. Structure and Reactivity of Surfaces / U. Bardi, P.N. Ross, G. Rovida. Amsterdam: Elsevier, 1989. — 59 p.
  205. Step rearrangement upon low-pressure oxidation of the Pt3Ti (510) surface: A study by Scanning Tunneling Microscopy / I. Kurzina, V. Shevlyuga, A. Atrei etc. // Surface Review and Letter. 2003. — V. 10. — № 6. — P. 861−866.
  206. Изучение процесса окисления поверхности Pt3Ti (510) методом сканирующей туннельной микроскопии / И. А. Курзина, A. Atrei, В. Cortigiani и др. // Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. 2006. -№ 9.-С. 8−11.
  207. Gauthier, Y. Pt-Metal Alloy surfaces: Systematic trends / Y. Gauthier // Surface Review and Letters. 1996. — V. 3. — № 5−6. — P. 1663−1689.
  208. , И.А. Изучение процесса окисления на поверхности Pt3Ti (510) методом сканирующей туннельной микроскопии / И. А. Курзина // Известия Томского политехнического университета. 2005. — Т. 308. — № 1. — С. 109−113.
  209. , О.В. Гетерогенный катализ : учебное пособие для вузов/ О. В. Крылов. М.: ИКЦ «Академия», 2004. — 679 с.
  210. , С.П. Наночастицы палладия / С. П. Губин // Рос. хим. журнал (Журнал Российского химического общества им. Д.И. Менделеева). 2006. — Т. L. — № 4. — С. 46−54.
  211. , В.И. Металлические наносистемы в катализе / В.И. Бухтия-ров, М. Г. Слинько // Успехи химии. 2001. — Т. 70. — № 2. — С. 167−181.
  212. , С.М. Окисление спиртов на металлах подгруппы меди / С. М. Брайловский, О. Н. Темкин, И. В. Трофимова // Проблемы кинетики и катализа. 1985. — Т. 19. — С. 146−175.
  213. Глиоксаль / О. В. Водянкина, JI.H. Курина, JI.A. Петров и др. М.: Academia, 2007. — 256 с.
  214. Thermal decomposition and reformation of PdO catalysts- support effects/ R.J. Farrauto, J.K. Lampert, M.C. Hobson etc. // Applied Catalysis B: Environmental, Vol. 6, Issue 3, 12 August. 1995. — P. 263−270.
  215. , Р.А. Нитрид кремния синтез и свойства / Р. А. Андриевский // Успехи химии. — 1995. — Т. 64. — Вып. 4. — С. 311−329.
  216. Albers, М.О. Supported transition metals and metal oxides as catalysts for the metal carbonyl substitution reaction / M.O. Albers, N.J. Coville // J. of Organometallic Chemistry. 1987. -V. 323. — P. 37−52.
  217. , Б.С. Эпоксидирование этилена на серебряных катализаторах / Б. С. Бальджинимаев // Кинетика и катализ. 1999. — Т. 40. — № 6. — С. 879−897.
  218. , А.П. Адсорбция. Текстура дисперсных и пористых материалов / А. П. Карнаухов. Новосибирск: Наука, 1999. — 470 с.
  219. Cao, Y. The oxidatle dehydrogenation of methanol over a novel Ag/Si02 catalyst / Y. Cao, W.L. Dai, J.F. Deng // Appl. Catal. A: Gen. 1997. — V. 158. — P. 27−32.
  220. , A.H. Формирование активной поверхности катализаторов на основе ряда dns!, металлов в окислении спиртов : авореф. дис.. докт. хим. наук. — М.: МГУ, 1998. 53 с.
  221. Ag-Si02-Al203 composite as highly actle catalyst for the formation of formaldehyde from the partial oxidation of methanol / W.-L. Dai, Y. Cao, L.-P. Ren etc. // Journal of Catalysis. -2004. -V. 228. P. 80−91.
  222. A new silver containing ceramics for catalytic oxidation of methanol to formaldehyde / J. Li, W. Dai, Y. Dong etc. // Mater. Lett. — 2000. — V. 44. — P. 233−236.
  223. Oxidatle dehydrogenation of ethylene glycol into glyoxal Effect of diethyl-phosphate on sic-supported silver catalysts / P. Gallezot etc. // J. Catal. — 1993. -V. 142,-№ 2.-P. 729−734.
  224. Thomas, M.D. Method of formaldehyde preparation / M.D. Thomas // J. Amer. Chem. Soc. 1920. — V. 42. — № 5. — P. 867−882.
  225. , А.Я. Катализатор и реакционная среда / А .Я. Розовский. М.: Наука, 1988.-304 с.
  226. , Р. Дезактивация катализаторов / Р. Хьюз. М.: Химия, 1989. — 280 с.
  227. Taylor, S.H. Silica and boron nitride supported molybdenum and vanadium oxide catalysts for propane oxidation / S.H. Taylor, A.J.J Pollard // Catalysis today. -2003.-V. 81. -№ 2. P. 179−188.
  228. Characterisation of BN-supported palladium oxide catalyst used for hydrocarbon oxidation / G. Postole, B. Bonnetot, A. Gervasini etc. // Applied Catalysis A: General. 2007. — V. 316,-№ 2.-P. 250−258.
  229. Puurunen, R.L. Chromium (III) supported on aluminum-nitride-surfaced alumina: characteristics and dehydrogenation activity / S.M.K. Airaksinen, А. О. I. Krause // Journal of Catalysis. 2003. — V. 213. — № 2. — P. 281−290.
  230. Lednor, P.W. Synthesis, stability, and catalytic properties of high surface area silicon oxynitride and silicon carbide / P.W. Lednor // Catalysis Today. 1992. -V. 15.-№ 2.-P. 243−261.
  231. High-Yield Butane to Maleic Anhydride Direct Oxidation on Vanadyl Pyrophosphate Supported on Heat-Conductive Materials: (3-SiC, Si3N4, and BN / M.J. Ledoux, C. Crouzet, C. Pham-Huu etc. // Journal of Catalysis. 2001. — V. 203. -№ 2. -P. 495−508.
  232. Pd/SiC Catalysts Characterization and Catalytic Actity for the Methan Total Oxidation / Ch. Methier, B. Beguin, M. Brun etc. // J. Catal. 1998. -V. 173. — P. 374−378.
  233. A high-performance Pt/p-SiC catalyst for catalytic combustion of model carbon particles (CPs) / L. Pesant, J. Matta, F. Garin etc. // Applied Catalysis A: General. 2004. — V. 266. — № 1. — P. 21−27.
  234. Vannice, M.A. Hydrsgenation of CO over catalysts supported on SiC/ M.A. Vannice, Y.L. Chao, R.M. Friedman // Appl. Catal. 1986. — V. 20. — P. 91−98.
  235. Selectle oxidation of hydrocarbons / P. Grange, P. Bastians, R. Conanec etc.//Appl. Catal. 1994.-V. A 114.-P. L191.
  236. Understanding the role of nitridation in butan-l-ol and butan-2-ol dehydration mechanisms over oxynitrides / S. Delsarte, M. Florea, F. Mauge etc. // Catalysis Today. 2006. — V. 116,-№ 2.-P. 216−225.
  237. Catalyst support for high temperature use. AP JP 50 009 589 719 750 131 Sho-wa / O. Kanigaito, H. Doi, Y. Fujitani, T. Kandori, K. Sano. 1975.
  238. Catalytic converter and method for making it. AP GB 1 426 216 19 760 225 / Ford Motor Co Ltd UK. 1976.
  239. Catalyst for oxidation of sulphur dioxide. AP SU 925 380 A1 19 620 507/ V.I. Vanchurin, G.M. Semenov, A.G. Amelin, G.D. Nalivka, M.M. Kosolapova, P. S. Kislyi. 1982.
  240. Tanaka, S. Catalyst for preparation of pyromellitic acid or anhydride. AP JP 62 027 043 A 9 870 205 Showa/ S. Tanaka, I.T. Kurimoto, Y. Nakanishi. 1987.
  241. Porous silicon nitride supported Pd catalysts for natural gas combustion. PCT Int Appl 9 920 390 A1 19 990 429 / J.C. Bertolini, J. Massardier, C. Methivier, E. Chaize. 1999.
  242. Methivier, C. Pd/Si3N4 catalysts: preparation, characterization and catalytic activity for the methane oxidation / C. Methivier, J. Massardier, J.C. Bertolini // Applied Catalysis A: General. 1999. — V. 182. — № 2. — P. 337−344.
  243. Ti02 photocatalyst loaded on hydrophobic Si3N4 support for efficient degradation of organics diluted in water / H. Yamashita, H. Nose, Y. Kuwahara etc. // Applied Catalysis A: General. 2008. — V. 350. — № 2. — P. 164−168.
  244. Kaskel, S. Porous Silicon Nitride as a Superbase Catalyst / S. Kaskel, K. Schlichte // Journal of Catalysis. 2001. — V. 201. — № 2 — P. 270−274.
  245. Partial oxidation of methane at high temperatures over platinum and rhodium monolith catalysts / F. Monnet, Y. Schuurman, F J. Cadete Santos Aires etc. // Studies in Surface Science and Catalysis. 2001. — V. 136. — P. 171−176.
  246. Silicon nitride supported nickel catalyst for partial oxidation of methane to syngas / R. Shang, W. Sun, Y. Wang etc. // Catalysis Communications. 2008. -V. 9. — № 11−12. — P. 2103−2106.
  247. Structure sensitivity of supported ruthenium catalysts for ammonia synthesis / C.J.H. Jacobsen, S. Dahl, P.L. Hansen etc. // Journal of Molecular Catalysis A: Chemical. 2000.-V. 163.-№ 1−2.-P. 19−26.
  248. Electronic effects in butadiene hydrogenation catalysed by the transition metals / R.B. Moyes, P.B. Wells, J. Grant etc. // Applied Catalysis A: General. 2002. -V. 229. — № 1−2. — P. 251−259.
  249. Заявка 3 232 835. Япония, МПК 5 С 07 С 47/12, В 01 J 27/224. Способ получения глиоксаля / Кадзуо В., Ацухико X., Хацуо И., Сунао М., Тоацу Кагаку М. — к. к. № 2−330 021 -заявл. 30.11.90- опубл. 16.10.91.
  250. Silicon nitride / S. Hampshire, P.H. Kark, D.P. Thompson etc. // Nature. -1978.-V. 274.-P. 880−882.
  251. Grun, R. Properties of the silicon nitride / R. Grun // Acta Cryst. 1979. -V. 35.-P. 800.
  252. Неметаллические тугоплавкие соединения / Т. Я. Косолапова, Т. В. Андреева, Т. Б. Бартницкая и др. -М.: Металлургия. 1985.
  253. , A.JI. Квантовая химия в материаловедении. Неметаллические тугоплавкие соединений и неметаллическая керамика / A.JI. Ивановский, Т. П. Швейкин. Екатеринбург: Изд-во «Екатеринбург», 2000., — 180 с.
  254. Jesurum, С.Е. Topological modeling of amorphized tetrahedral ceramic network structures / C.E. Jesurum, V. Pulim, L.W. Hobbs // Journal of Nuclear Materials. -1998.-V.253.-P. 87−103.
  255. , JI.H. Закономерности синтеза нитрида кремния горением сплава железо-кремний в азоте / Л. Н. Чухломина // Журн. прикл. Химии. 2007. -Т. 80.-Вып. 11.-С. 1768−1772.
  256. Получение субмикронных порошков нитрида кремния методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза / Л. Н. Чухломина, Ю. Ф. Иванов, Ю. М. Максимов и др. // Неорганические материалы. 2005. — Т. 41. -№ 12.-С. 1468−1473.
  257. Toraya, Н. Crystal structure refinement of a-Si3N4 using synchrotron radiation powder diffraction data: Unbiased refinement strategy / H. Toraya // J. of Appl. Cryst. -2000.-V. 33.-№ l.-P. 95−102.
  258. , И.А. Глубокое окисление метана на Pt и Pd катализаторах, нанесенных на нитрид кремния / И. А. Курзина // Вестник Томского государственного архитектурно-строительного университета. 2003. — № 2. — С. 239−251.
  259. Tim Searle (Ed) Properties of Amorphous Silicon and its allows. INSPEC, London, 1998.
  260. Brink, R. Investigations on the synthesis of fine-grained, high-purity P Si3N4 -powder by crystallization of amorphous precursors / R. Brink, H. Lange // Key Eng. Mater. 1994.-V. 89−91.-P. 73.
  261. Szepvolgui, J. Crystallization of an amorphous silicon nitride powder produced in a radiofrequency thermal plasma / J. Szepvolgui, I. Mohai // Ceramics International. 1999. — V. 25.-№ 8.-P. 711−715.
  262. Пат. № 2−257 338. Российская Федерация. Способ получения нитрида кремния / Л. Н. Чухломина, Ю. М. Максимов, А. Н. Аврамчик — от 27.07.2005.
  263. Нанесенные серебросодержащие системы на основе нитрида кремния/ И. А. Курзина, Л. Н. Чухломина, М. Н. Горленко и др. // Журнал прикладной химии. 2009. — Т. 82. — В. 3. — С. 365−373.
  264. Robinson, K.S. X-Ray photoelectron spectroscopic studies of the surface of sputter ion plated films / K.S. Robinson, P.M.A. Sherwood // Surface and Interface Analysis. 1984. — № 6 (6). — P. 261−266.
  265. , B.A. Атомная структура аморфных нестехиометрических оксидов и нитридов кремния / В. А. Гриценко // Успехи физических наук. 2008. -Т. 178. — № 7. — С.727−737.
  266. Исследование поверхности порошков нитрида кремния, полученных методом СВС / Ю. М. Шульга, В. М. Мартыненко, Т. М. Моравская и др. // Порошковая металлургия. 1984. — № 1. — С. 48−54.
  267. Wild, S. The crystal structure of alpha and beta silicon and germanium nitrides / S. Wild, P. Grievson, K.H. Jack // Special Ceramics 5. ed. P. Popper. The British Ceramic Research Association, Stoke on Trent, UK. 1992. — P. 385−395.
  268. Jack, K.N. The characterization of a' SiA10Ns and silicon nitrides / K.N. Jack // Progress in Nitrogen Ceramics, ed. F.L. Riley. Martinus Nijhoff, The Hague, The Netherlands. — 1983. — P. 45−60.
  269. Henry, A. Thermodinamics of the Silicon Nitride and Oxynitride / A. Henry // Nitrogen ceramics, ed F.L. Riley. Noordholf, leyen, The Netherlands. 1977. — P. 183.
  270. A Silicon-29 MAS-NMR Study of a-Silicon Nitride and Amorphous Silicon Oxynitride Fibres / G. Chollon, R. Hany, U Vogt etc. // Journal of the European Ceramic Society. 1998.-V. 18.-P. 535−541.
  271. Kurzina, I.A. Pt catalysts supported silicon nitride for the total oxidation of methane / I.A. Kurzina, F.J. Cadete Santos Aires, J.C. Bertolini // Theoretical and Experimental Chemistry. -2004. -V. 40. -№ 4. P. 241−245.
  272. Нанесенные серебряные катализаторы процесса парциального окисления этиленгликоля в глиоксаль / О. В. Водянкина, А. С. Князев, Г. А. Воронова и др. // Журн. физ. Химии. 2001. — Т. 75. — № 2. — С. 234−237.
  273. Влияние природы поверхности неорганических носителей на процесс их модифицирования ацетилацетонатным комплексом никеля / И. А. Леденев, Р. В. Приходько, И. В. Столярова и др. // Кинетика и катализ. 2006. — Т. 47. -№ 3. — С. 461−470.
  274. Preparation of a Pt/Si02 Catalyst: I. Interaction between Platinum Tetrammine Hydroxide and the Silica Surface / A. Goguet, M. Aouine, F.J. Cadete Santos Aires etc. // Journal of Catalysis. 2002. — V. 209. — № 1. — P. 135−144.
  275. Bondzie, V.A. XPS identification of the chemical state of subsurface oxygen in the 0/Pd (110) system / V.A. Bondzie, P. Kleban, D.J. Dwyer // Surface Science. -1996. -V. 347,-№ 3.-P. 319−328.
  276. Bondzie, V.A. Kinetics of PdO formation and CO reduction on Pd (110)/ V.A. Bondzie, P.H. Kleban, D.J. Dwyer // Surface Science. 2000. — V. 465. — P. 266−276.
  277. Investigation of palladium interaction with cerium oxide and its state in catalysts for low-temperature CO oxidation / A.I. Boronin, E.M. Slavinskaya, I.G. Danilova etc. // Catalysis Today 144. 2009. — C. 201−211.
  278. McCarty, J.G. Kinetics of PdO combustion catalysis / J.G. McCarty // Catalysis Today. 1995. — V. 26. — № 3−4 — P. 283−293.
  279. Reversible poisoning of palladium catalysts for methane oxidation / D.O. Simone, T. Kennelly, N.L. Brungard etc. // Applied Catalysis. 1991. — V. 70. — № 1. -P. 87−100.
  280. Monteiro, R.S. The role of Pd precursors in the oxidation of carbon monooxide over Pd/Al203 and Pd/Ce02/Al203 catalysts / R.S. Monteiro, L.C. Dieguez, M. Schmal // Catalysis Today. 2001. — V. 65. — P. 77−89.
  281. Chen, C-S. Hydrogen adsorption sites studied by carbon monoxide adsorption to explain the hydrogenation activity of benzene on Pd and Pt catalysts / C-S. Chen, J.-H. Lin, H.-W. Chen // Applied Catalysis A: General. 2006. -V. 298. — P. 161−167.
  282. Investigation of active metal species formation in Pd-promoted sulfated zirco-nia isomerization catalyst / O.B. Belskaya, I.G. Danilova, M.O. Kazakov etc. // Applied Catalysis A: General. 2010. — V. 387. — P. 5−12.
  283. Preparation and characterization of model catalysts: from ultrahigh vacuum to in situ conditions at the atomic dimension / H.-J. Freund, M. Baumer, J. Libuda etc. // J. of Catal. 2003. -V. 216. — P. 223−235.
  284. , A.H. Исследование механизмов адсорбции и десорбции кислорода на поликристаллическом палладии / А. Н. Саланов, А. И. Титков, В. Н. Бибин // Кинетика и катализ. 2006. — Т. 47. — № 3. — С. 438−445.
  285. Серебросодержащие каталитические системы на основе нитрида кремния/ И. А. Курзина, JI.H. Чухломина, А. С. Блохина и др. // Известия высших учебных заведений. Химия и химическая технология. 2010. — Т. 53. — В. 1. — С. 50−53.
  286. Взаимодействие кислорода и этиленгликоля с поверхностью серебряных катализаторов / Г. А. Воронова, О. В. Водянкина, JI.H. Курина и др. // Журн. физ. химии.-2001.-Т. 75.-№ 1.-С. 75−78.
  287. Malghan, S.G. Dispersion of Si3N4 powders: surface chemical interaction in aqueous media / S.G. Malghan // Colloids and Surface. 1992. — V. 62. — P. 87−99.
  288. Beruto, D.T. Ion Adsorption and agglomeration mechanism in Si3N4/H20. Dispersions Compatible with thermodynamical stability / D.T. Beruto, S. Mezzasalma, P. Oliva // Journal of colloid and interface science. 1997. — V. 186. — P. 318−324.
  289. Mezzasalma, S. Characterization of silicon nitride in water and acid environment: a general approach to the colloidal suspensions / S. Mezzasalma, D. Baldovino // Journal of colloid and interface science. 1996. — V. 180. — P. 413−420.
  290. Krishnankutty, N. Thy effect of Pd precursor and pretreatment on the adsorption and absorption behavior of supported Pd catalysts / N. Krishnankutty, J. Li, M.A. Vannice // Applied Catalysis A: General. 1998. -V. 173. — P. 137−144.
  291. Dressier, W. Progress in silicon-based non-oxide structural ceramics / W. Dressier, R. Riedel // International Journal of Refractory Metals and Hard Materials. 1997.-V. 15.-№ 1−3.-P. 13−47.
  292. A new measurement and treatment for kinetics of isothermal oxidation of Si3N4 / X-M. Hou, K-C. Chou, X-J. Hu etc. // Journal of Alloys and Compounds.2008.-V. 459.-P. 123−129.
  293. Characterization of the Oxidized b-Si3N4 whisker surface layer using XPS and TOF-SIMS / M. Tokuse, R. Oyama, H. Nakagawa etc. // Analytical sciences. -2001.-V. 17.-P. 281−284.
  294. Moulder, J.F. Handbook of X-ray Photoelectron Spectroscopy / J.F. Moulder, W.F. Stickle, P.E. Sobol. Perkin-Elmer Corporation, Physical Electronics Division, Eden Prairie, MN, 1992.
  295. Brun, M. XPS, AES and Auger parameter of Pd and PdO / M. Brun, A. Ber-thet, J.C. Bertolini // Journal of Electron Spectroscopy and Related Phenomena. 1999. — V. 104. — № 1−3. — P. 55−60.
  296. Characterization of Pd-CeOx interaction on CI-AI2O3 support / C.E. Gigola, M.S.Moreno, I. Costilla etc. // Applied Surface Science. 2007. — V. 254. -№ l.-P. 325−329.
  297. Synergistic effect of Pd in methane combustion PdMn0x/Al203 catalysts // Catalysis Communications. 2007. — V. 8. — № 8. — P. 1287−1292.
  298. Mirkelamoglu, B. The role of alkali-metal promotion on CO oxidation over Pd0/Sn02 catalysts / B. Mirkelamoglu, G. Karakas // Applied Catalysis A: General. -2006.-V. 299.-P. 84−94.
  299. Mucalo, M.R. Platinum and palladium hydrosols: Characterisation by X-ray photoelectron spectroscopy and transmission electron microscopy / M.R. Mucalo, R.P. Cooney, J.B. Metson // Colloids and Surfaces. 1991. -V. 60. — P. 175−197.
  300. X-ray photoelectron spectroscopy study of Pd oxidation by RF discharge in oxygen / L.S. Kibis, A.I. Titkov, A.I. Stadnichenko etc. // Applied Surface Science.2009. V. 255. — C. 9248−9254.
  301. Metal-support interactions in Pt/Al2C>3 and Рс1/А120з catalysts for CO oxidation / A.S. Ivanova, E.M. Slavinskaya, R.V. Gulyaev etc. // Applied Catalysis B: Environmental. 2010.-V. 97.-C. 57−71.
  302. Interpretation of kinetic data with selected characterizations of active sites/' M. Schmal, M.M.V.M. Souza, N.S. Resende etc. // Catalysis Today. 2005. -V. 100. -№ 1−2.-P. 145−150.
  303. , В.Б. Введение в физическую химию формирования супрамо-лекулярной структуры адсорбентов и катализаторов /В.Б. Фенелонов. Новосибирск: Изд-во СО РАН, 2002. — 413 с.
  304. Влияние природы растворителя на процесс формирования наночастиц серебра / И. А. Курзина, JI.H. Чухломина, A.C. Блохина и др. // Известия Томского политехнического университета. 2009. — Т. 314. — № 3. — С. 26−31.
  305. Propane dehydrogenation over supported platinum silicon nitride catalysts/ D. Hullmann, G. Wendt, U. Singliar etc. // Applied Catalysis. A: General. 2002. -V. 225.-P. 261−270.
  306. Burch, R. Investigation of Pt/Al203 and Pd/Al203 catalysts for the combuction of methane at low concentrations / R. Burch, P.K. Loader // Applied Catalysis. B: Environmental. 1994. — V. 5. — P. 149−164.
  307. Эффект термоактивации платиновых катализаторов глубокого окисления нанесенных на А1203, Се02, La203, Zr02 / Д. П. Чжу, П. Г. Цырульников, E.H. Кудря и др. // Кинетика и катализ. 2002. — Т. 43. — № 3. — С. 410−414.
  308. Platinum dispersion measurements for Pt/Ba0/Al203, NOx storage catalysts / J. Dawody, L. Eurenius, H. Abdulhamid etc. // Applied Catalysis A: General. 2005. -V. 296.-№ 2.-P. 139−268.
  309. Highly active surface for CO oxidation on Rh, Pd and Pt / M.S. Chen, Y. Cai, Z. Yan etc. // Surface Science. -2007. -V. 601. P. 5326−5331.
  310. , И.А. Глубокое окисление метана на платиновых и палладиевых катализаторах, нанесенных на нитрид кремния / И. А. Курзина // Известия Томского политехнического университета. 2005. — Т. 308. — № 4. -С. 104−109.
  311. , В.И. Металлические наносистемы в катализе / В.И. Бухтия-ров, М. Г. Слинько // Успехи химии. 2001. — Т. 70. — № 2. — С. 167−181.
  312. , A.A. Структура и каталитические свойства нанесенных металлов, Итоги науки и техники / A.A. Слинкин // Кинетика и катализ. 1982. — Т. 10. — 105 с.
  313. , Ю.И. Нанесенные комплексы на оксидных носителях в катализе / Ю. И. Ермаков, В. А. Захаров, В. Н. Кузнецов. Новосибирск: Наука, 1980. — 244 с.
  314. , A.C. Научные основы приготовления и усовершенствования технологии производства катализаторов риформинга серии ПР / A.C. Белый // Кинетика и катализ. 2005. — Т. 46. — № 5. с. 728−737.
  315. , И.А. Влияние природы носителя и условий синтеза на формирование палладиевых наночастиц, нанесенных на нитрид кремния / И. А. Курзина // Известия высших учебных заведений. Химия. 2009. — № 12. — С. 67−71.
  316. ОСНОВНЫЕ УСЛОВНЫЕ ОБОЗНАЧЕНИЯ
  317. В полуширина рентгеновской линии С — концентрация компонента И — коэффициент диффузии
  318. Вед- эффективный коэффициент зернограничной диффузии
  319. Д/ коэффициент диффузии дефектов (вакансий)
  320. Д- коэффициент термодиффузиис/ коэффициент усиления диффузии за счет вакансий1. Е средняя энергия иона1. Есв энергия связи (РФЭС)
  321. Еъ энергия активации диффузиие накопленная величина деформации3 средний размер частиц (зерен) — межплоскостное расстояние Уф коэффициент трения1. относительная интенсивность дифракционного максимума Ну- микротвердость
  322. А/ Н° стандартная энтальпия образования соединения1. Н толщина слоя
  323. У плотность ионного потокак коэффициент Холла-Петча14 -среднее время жизни дефектов
  324. Ь расстояние между источником и мишенью
  325. Ь (1 диффузионная длина дефектовп вклад в концентрационный профиль объемной диффузии0 вклад в концентрационный профиль диффузии по неподвижнымграницам зеренпа вклад в концентрационный профиль диффузии по мигрирующим границам зерен
  326. Яр проективный пробег иона в твердом теле
  327. Л7?р продольный разброс пробегов ионов (продольный страгглинг) АЛА. — поперечный разброс пробегов ионов (поперечный страгглинг) л
  328. ПЭМ просвечивающая электронная микроскопия
  329. РСА рентгеноструктурный анализ
  330. РФА рентгенофазовый анализ
  331. РФС рентгенофлуоресцентная спектроскопия
  332. РФЭС рентгеновская фотоэлектронная спектроскопия
  333. РЭМ растровая электронная микроскопия
  334. РИМЭ рассеяние ионов малых энергий
  335. СТМ сканирующая туннельная микроскопия
  336. СВС самораспространяющийся высокотемпературный синтез
  337. ДВ дробное химическое восстановление частиц серебра
  338. ПО пропитка из органической среды
  339. ТПД температурно-программированная десорбция
  340. Хэт конверсия этиленгликоля
  341. N1"—А1- Ті<�—А1- №←Ті системы матрица (мишень)"—легирующий элемент
Заполнить форму текущей работой

Заказал и сдал!