Механические свойства монокристаллов диборидов переходных металлов TMB₂ (TМ = Sc, Hf, Zr, Ti). Эксперимент и теория

Методом наноиндентирования экспериментально исследовано механическое поведение нитевидных кристаллов TMB₂ (TM = Sc, Hf, Zr, Ti) диаметром 10–20 мкм в направленно армированных керамиках LaB₆–TMB₂. Для всех исследованных образов наблюдали резкий упругопластический переход при внедрении индентора (pop-...

Ausführliche Beschreibung

Gespeichert in:

Bibliographische Detailangaben
Datum:	2017
Hauptverfasser:	Дуб, С.Н., Сичкар, С.М., Белоус, В.А., Толмачева, Г.Н., Лобода, П.И., Богомол, Ю.И., Кислая, Г.П.
Format:	Artikel
Sprache:	Russian
Veröffentlicht:	Інститут надтвердих матеріалів ім. В.М. Бакуля НАН України 2017
Schriftenreihe:	Сверхтвердые материалы
Schlagworte:	Получение, структура, свойства
Online Zugang:	http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/160151
Tags:	Tag hinzufügen Keine Tags, Fügen Sie den ersten Tag hinzu!
Назва журналу:	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
Zitieren:	Механические свойства монокристаллов диборидов переходных металлов TMB₂ (TМ = Sc, Hf, Zr, Ti). Эксперимент и теория / С.Н. Дуб, С.М. Сичкар, В.А. Белоус, Г.Н. Толмачева, П.И. Лобода, Ю.И. Богомол, Г.П. Кислая // Сверхтвердые материалы. — 2017. — № 5. — С. 14-27. — Бібліогр.: 29 назв. — рос.

Institution

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine

id	irk-123456789-160151
record_format	dspace
spelling	irk-123456789-1601512020-03-22T20:52:12Z Механические свойства монокристаллов диборидов переходных металлов TMB₂ (TМ = Sc, Hf, Zr, Ti). Эксперимент и теория Дуб, С.Н. Сичкар, С.М. Белоус, В.А. Толмачева, Г.Н. Лобода, П.И. Богомол, Ю.И. Кислая, Г.П. Получение, структура, свойства Методом наноиндентирования экспериментально исследовано механическое поведение нитевидных кристаллов TMB₂ (TM = Sc, Hf, Zr, Ti) диаметром 10–20 мкм в направленно армированных керамиках LaB₆–TMB₂. Для всех исследованных образов наблюдали резкий упругопластический переход при внедрении индентора (pop-in), вызванный зарождением дислокаций под отпечатком в предварительно свободной от дислокаций области. Впервые получена экспериментальная оценка теоретической прочности на сдвиг для этих материалов. Теоретически рассчитаны зонная структура и тип межатомных связей для TMB₂ (TM = Sc, Zr, Hf, Ti). Проведен анализ влияния электронной структуры на механические свойства диборидов переходных металлов. Методом наноіндентування експериментально досліджено механічну поведінку ниткоподібних кристалів TMB₂ (TM = Sc, Zr, Hf, Ti) діаметром 10–20 мкм у спрямовано армованих кераміках LaB₆–TMB₂. Для усіх досліджених зразків спостерігали різкий пружно-пластичний перехід при зануренні індентора (pop-in), що викликано зародженням дислокацій під відбитком у попередньо вільній від дислокацій області. Вперше отримано експериментальну оцінку теоретичної міцності на зсув для цих матеріалів. Теоретично розраховано зонну структуру і тип міжатомних зв’язків для TMB₂ (TM = Sc, Zr, Hf, Ti). Проведено аналіз впливу електронної структури на механічні властивості діборідив перехідних металів. The mechanical behaviour of TMB₂ whiskers (TMB2 = Sc, Hf, Zr, Ti) of 10–20 μm in diameter of the directionally reinforced ceramics LaB₆–TMB₂ was experimentally studied by the nanoindentation. The pop-in (the abrupt elastic–plastic transition in the indenter penetration) caused by the nucleation of dislocations in the previously dislocations-free region under the imprint was observed in all samples under study. For the first time the experimental estimations of the theoretical shear strength of these materials are obtained. Zone structures and types of interatomic bonds for TMB₂ (TM= Sc, Zr, Hf, Ti) are theoretically calculated. The effects of the electronic structures on mechanical properties of diborides of transition metals were analyzed. 2017 Article Механические свойства монокристаллов диборидов переходных металлов TMB₂ (TМ = Sc, Hf, Zr, Ti). Эксперимент и теория / С.Н. Дуб, С.М. Сичкар, В.А. Белоус, Г.Н. Толмачева, П.И. Лобода, Ю.И. Богомол, Г.П. Кислая // Сверхтвердые материалы. — 2017. — № 5. — С. 14-27. — Бібліогр.: 29 назв. — рос. 0203-3119 http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/160151 621.726:669.018.45:533.92 ru Сверхтвердые материалы Інститут надтвердих матеріалів ім. В.М. Бакуля НАН України
institution	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
collection	DSpace DC
language	Russian
topic	Получение, структура, свойства Получение, структура, свойства
spellingShingle	Получение, структура, свойства Получение, структура, свойства Дуб, С.Н. Сичкар, С.М. Белоус, В.А. Толмачева, Г.Н. Лобода, П.И. Богомол, Ю.И. Кислая, Г.П. Механические свойства монокристаллов диборидов переходных металлов TMB₂ (TМ = Sc, Hf, Zr, Ti). Эксперимент и теория Сверхтвердые материалы
description	Методом наноиндентирования экспериментально исследовано механическое поведение нитевидных кристаллов TMB₂ (TM = Sc, Hf, Zr, Ti) диаметром 10–20 мкм в направленно армированных керамиках LaB₆–TMB₂. Для всех исследованных образов наблюдали резкий упругопластический переход при внедрении индентора (pop-in), вызванный зарождением дислокаций под отпечатком в предварительно свободной от дислокаций области. Впервые получена экспериментальная оценка теоретической прочности на сдвиг для этих материалов. Теоретически рассчитаны зонная структура и тип межатомных связей для TMB₂ (TM = Sc, Zr, Hf, Ti). Проведен анализ влияния электронной структуры на механические свойства диборидов переходных металлов.
format	Article
author	Дуб, С.Н. Сичкар, С.М. Белоус, В.А. Толмачева, Г.Н. Лобода, П.И. Богомол, Ю.И. Кислая, Г.П.
author_facet	Дуб, С.Н. Сичкар, С.М. Белоус, В.А. Толмачева, Г.Н. Лобода, П.И. Богомол, Ю.И. Кислая, Г.П.
author_sort	Дуб, С.Н.
title	Механические свойства монокристаллов диборидов переходных металлов TMB₂ (TМ = Sc, Hf, Zr, Ti). Эксперимент и теория
title_short	Механические свойства монокристаллов диборидов переходных металлов TMB₂ (TМ = Sc, Hf, Zr, Ti). Эксперимент и теория
title_full	Механические свойства монокристаллов диборидов переходных металлов TMB₂ (TМ = Sc, Hf, Zr, Ti). Эксперимент и теория
title_fullStr	Механические свойства монокристаллов диборидов переходных металлов TMB₂ (TМ = Sc, Hf, Zr, Ti). Эксперимент и теория
title_full_unstemmed	Механические свойства монокристаллов диборидов переходных металлов TMB₂ (TМ = Sc, Hf, Zr, Ti). Эксперимент и теория
title_sort	механические свойства монокристаллов диборидов переходных металлов tmb₂ (tм = sc, hf, zr, ti). эксперимент и теория
publisher	Інститут надтвердих матеріалів ім. В.М. Бакуля НАН України
publishDate	2017
topic_facet	Получение, структура, свойства
url	http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/160151
citation_txt	Механические свойства монокристаллов диборидов переходных металлов TMB₂ (TМ = Sc, Hf, Zr, Ti). Эксперимент и теория / С.Н. Дуб, С.М. Сичкар, В.А. Белоус, Г.Н. Толмачева, П.И. Лобода, Ю.И. Богомол, Г.П. Кислая // Сверхтвердые материалы. — 2017. — № 5. — С. 14-27. — Бібліогр.: 29 назв. — рос.
series	Сверхтвердые материалы
work_keys_str_mv	AT dubsn mehaničeskiesvojstvamonokristallovdiboridovperehodnyhmetallovtmb2tmschfzrtiéksperimentiteoriâ AT sičkarsm mehaničeskiesvojstvamonokristallovdiboridovperehodnyhmetallovtmb2tmschfzrtiéksperimentiteoriâ AT belousva mehaničeskiesvojstvamonokristallovdiboridovperehodnyhmetallovtmb2tmschfzrtiéksperimentiteoriâ AT tolmačevagn mehaničeskiesvojstvamonokristallovdiboridovperehodnyhmetallovtmb2tmschfzrtiéksperimentiteoriâ AT lobodapi mehaničeskiesvojstvamonokristallovdiboridovperehodnyhmetallovtmb2tmschfzrtiéksperimentiteoriâ AT bogomolûi mehaničeskiesvojstvamonokristallovdiboridovperehodnyhmetallovtmb2tmschfzrtiéksperimentiteoriâ AT kislaâgp mehaničeskiesvojstvamonokristallovdiboridovperehodnyhmetallovtmb2tmschfzrtiéksperimentiteoriâ
first_indexed	2025-07-14T12:46:38Z
last_indexed	2025-07-14T12:46:38Z
_version_	1837626503491223552
fulltext	www.ism.kiev.ua/stm 14 УДК 621.726:669.018.45:533.92 С. Н. Дуб1, , С. М. Сичкар2, В. А. Белоус3, Г. Н. Толмачева3, П. И. Лобода4, Ю. И. Богомол4, Г. П. Кислая4 1Институт сверхтвердых материалов им. В. Н. Бакуля НАН Украины, г. Киев, Украина 2Институт металлофизики им. Г. В. Курдюмова, Киев, Украина 3Национальный научный центр “Харьковский физико- технический институт”, Харьков, Украина 4Национальный технический университет Украины “Киевский политехнический институт им. Игоря Сикорского”, Киев, Украина sergey-dub@bigmir.net Механические свойства монокристаллов диборидов переходных металлов TMB2 (TМ = Sc, Hf, Zr, Ti). Эксперимент и теория Методом наноиндентирования экспериментально исследовано механическое поведение нитевидных кристаллов TMB2 (TM = Sc, Hf, Zr, Ti) диа- метром 10–20 мкм в направленно армированных керамиках LaB6–TMB2. Для всех исследованных образов наблюдали резкий упругопластический переход при вне- дрении индентора (pop-in), вызванный зарождением дислокаций под отпечат- ком в предварительно свободной от дислокаций области. Впервые получена экс- периментальная оценка теоретической прочности на сдвиг для этих материа- лов. Теоретически рассчитаны зонная структура и тип межатомных связей для TMB2 (TM = Sc, Zr, Hf, Ti). Проведен анализ влияния электронной структуры на механические свойства диборидов переходных металлов. Ключевые слова: керамические эвтектические композиты, бо- риды, наноиндентирование, теоретическая прочность на сдвиг, электронная структура. ВВЕДЕНИЕ В современном материаловедении наноиндентирование ши- роко применяется для измерения твердости Н и модуля упругости Е материа- лов на наномасштабном уровне. Обычно с этой целью применяют квазиста- тическое наноиндентирование. В этом случае для нахождения Н и Е при мак- симальной нагрузке на индентор анализируют кривую разгрузки [1]. В по- следние годы все чаще применяют наноиндентирование в режиме непрерыв- ного контроля жесткости контакта (continuous stiffness measurement – CSM) [2]. Такие испытания позволяют отслеживать зависимость среднего контакт- ного давления pmean от перемещения h на участке внедрения индентора. В результате появляется возможность наблюдать процесс зарождения пласти- ческой деформации в наноконтакте, определять параметры упругопластиче- ского перехода, измерять предел текучести материалов на наноуровне. © С. Н. ДУБ, С. М. СИЧКАР, В. А. БЕЛОУС, Г. Н. ТОЛМАЧЕВА, П. И. ЛОБОДА, Ю. И. БОГОМОЛ, Г. П. КИСЛАЯ, 2017 ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2017, № 5 15 Но возможности наноиндентирования не исчерпываются измерением твердости и модуля упругости материалов. Наноиндентирование позволяет проводить испытания при таких низких нагрузках, при которых размер отпе- чатка становится намного меньше среднего расстояния между дислокациями в монокристалле. В этом случае на кривой внедрения индентора при переме- щениях меньше 100 нм наблюдается резкий упругопластический переход в контакте (pop-in), вызванный зарождением дислокаций под отпечатком в предварительно свободной от дислокаций области при сдвиговых напряже- ниях τс, близких к теоретической прочности на сдвиг τт [3–5]. Таким образом, наноиндентирование при сверхмалых глубинах отпечатков позволяет исклю- чить влияние дислокаций и исследовать механические свойства материалов с квазисовершенной кристаллической решеткой, в том числе и получить экспе- риментальную оценку теоретической прочности на сдвиг при испытаниях массивных образцов хрупких материалов. Раньше такие результаты можно было получить только при испытаниях нитевидных кристаллов пластичных материалов. В настоящее время механические свойства на наноуровне хорошо изуче- ны для монокристаллов металлов, а для монокристаллов тугоплавких соеди- нений – значительно слабее. Исследовано механическое поведение на нано- уровне монокристаллов сапфира [6–8], окиси магния [9, 10] и гексаборида лантана [11, 12] Для диборидов переходных металлов (transition metal – ТМ) образование pop-in на кривой внедрения индентора наблюдали только для крупнозернистого поликристаллического ZrB2 [13] и монокристалла (0001) HfB2 [14, 15]. В данной работе методом наноиндентирования изучены механические свойства нитевидных монокристаллов ScB2, ZrB2, TiB2 диаметром 10–20 мкм. Испытания проводили на поперечных срезах волокон диборидов в направ- ленно закристаллизированных эвтектических керамических сплавах LaB6– TMB2. Проведено сравнение с результатами наноиндентирования нитевид- ных кристаллов HfB2, полученными авторами ранее [15]. Немаловажным является и теоретический анализ полученных результатов. Используя результаты зонных расчетов, получены четкие корреляции между типами межатомных связей (ионные/ковалентные) и относительными значе- ниями твердости для TMB2. При этом была также объяснена не очевидная, на первый взгляд, ситуация, при которой модуль упругости и твердость для разных TMB2 варьируются несинхронно. ЭКСПЕРИМЕНТ Направлено армированные эвтектические композиты LaB6–TMB2 выра- щивали способом бестигельной зонной плавки пористых прессовок [16]. В качестве исходных использовали порошки ScB2, ZrB2, HfB2, TiB2 и LaB6 До- нецкого завода химреактивов, Украина, с чистотой 98 % (по массе) и средним диаметром частиц ~ 4 мкм. Смеси порошков LaB6–TMB2 (TM = Sc, Hf, Zr, Ti) в эвтектическом соотношении [17] готовили семикратным протиранием через сито с размером ячеек 50 мкм. В качестве пластификатора использовали 2,5 %-ный водный раствор поливинилового спирта. Заготовки диаметром 10 мм и длиной 145 мм прессовали на гидравлическом прессе под давлением 50 МПа и сушили в вакуумном шкафу при 100 °C. После сушки образцы по- мещали в модифицированную высокочастотную установку Кристалл 206 с индукционным нагревом. Полученную заготовку закрепляли в нижнем дер- жателе, а затравку – в верхнем. В качестве затравки использовали монокри- www.ism.kiev.ua/stm 16 сталл LaB6 с кристаллографической ориентацией <100>. Зонную плавку про- водили при избыточном давлении 1 атм в атмосфере гелия. Монокристаллы композитов LaB6–МеB2 выращивали со скоростью 2 мм/мин. Выращенные кристаллы разрезали на электроэрозионном станке на пластины диаметром 5 мм и высотой 2 мм в поперечном к выращиванию направлении, которое отвечает плоскости (100) матричной фазы LaB6 для композитов. Поверхность образцов подготавливали к испытаниям тонкой механической полировкой с использованием оборудования фирмы Buehler. Таким способом были полу- чены поперечные срезы следующих направленно закристаллизированных эвтектических композитов: LaB6–ScB2, LaB6–ZrB2, LaB6–HfB2 и LaB6–TiB2. Механические испытания проводили на приборе Nano Indenter G200 (“MTS Systems Corporation”, Oak Ridge, USA). Применяли индентор Берко- вича с радиусом затупления ∼ 230 нм. Нагрузка на индентор росла до тех пор, пока не достигалась глубина 200 нм. Это соответствовало нагрузке ∼ 20– 25 мН. Нагрузку на индентор увеличивали таким образом, чтобы скорость деформации в отпечатке dt dh h 1=ε (h – перемещение вершины индентора) была постоянной и равной 0,05 с–1. Испытания проводили с применением приставки для непрерывного контроля жесткости контакта, что позволяло контролировать зависимость твердости и модуля упругости от глубины отпе- чатка [2]. Для каждого образца LaB6–TMB2 наносили отпечатки в крупное монокристаллическое включение TMB2 размером 10–20 мкм (рис. 1). Каж- дый результат – это среднее по 5–9 отпечаткам. Рис. 1. Микроснимки поверхности образца эвтектического композита LaB6–HfB2: зерна HfB2 (темные) и матрица LaB6 (более светлые участки); видны малоугловые границы между блоками. ТЕОРИЯ Расчеты электронной структуры и физических свойств TMB2 диборидов были выполнены с использованием метода FPLMTO [18]. Использовали Пердю-Ванг параметризацию обменно-корреляционного потенциала в общем градиентном приближении (GGA). Из-за очень схожих электронных свойств изоэлектронных и изоструктурных TiB2, ZrB2 и HfB2 (см., например, [18] и [19]), при обсуждении полученных результатов достаточно провести сравни- тельный анализ между HfB2 и SсB2. Полуостовные 5s- и 5p-состояния HfB2 (полуостовные 3s- и 3p-состояния ScB2 соответственно) рассматривали как валентные состояния, но в отдельных энергетических “окнах”. Изменения ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2017, № 5 17 плотности заряда и потенциала были разложены по сферическим гармоникам внутри МТ-сферы, а также по 2894 плоским волнам в межсферном простран- стве с максимальной энергией 1204,5 эВ для HfB2. Что касается области внутри сфер МТ, использовали 3k-spd ЛМТО базисные наборы для энергий –1,36, –13,6 и –34 эВ с одноцентровым разложением внутри МТ-сфер вплоть до lmax = 6. РЕЗУЛЬТАТЫ Состав и структура образцов Микроструктура композитов представляет собой матрицу из монокри- сталла LaB6, в которой расположены тонкие волокна монокристаллов TiB2, ZrB2, HfB2 и ScB2 диаметром около 0,5–1,0 мкм (см. рис. 1). Иногда встреча- ются и более крупные (10–20 мкм) включения МеВ2 (см. рис. 1), на которых и проводили наноиндентирование. По данным Оже-спектроскопии [14], для монокристалла LaB6–HfB2 наблюдали незначительную сверхстехиометрию по бору как для включения диборида гафния (отношение B/Hf равно 2,15±0,04), так и для матрицы гексаборида лантана (отношение B/La равно 6,35±0,11). При этом в волокнах диборидов в керамическом композите отсут- ствовала примесь лантана, а в матрице LaB6 не наблюдали примесь переход- ных металлов [14]. По данным ПЭМ, которые были получены авторами в предыдущих работах [20, 21], в диборидных волокнах направленно армиро- ванных композитов LaB6–TiB2 и LaB6–ZrB2 дислокации не выявляются, что указывает на их высокое структурное совершенство. Дислокации в волокнах появлялись только после пластической деформации этих материалов при температурах выше 1200–1400 °С [20, 22]. Зарождение пластичности при наноиндентировании монокристаллов диборидов переходных металлов Типичная диаграмма внедрения индентора для нитевидного монокристал- ла (0001) ScB2 приведена на рис. 2. На начальном участке кривой внедрения для всех отпечатков в ScB2 на глубине ∼ 70 нм наблюдали образование скач- ка деформации – резкое увеличение глубины отпечатка на 30 нм за доли се- кунды (pop-in). Среднее значение нагрузки Рс при возникновении скачка де- формации на кривой внедрения было равно 3,9±1,2 мН. По данным, получен- ных с применением приставки CSM была определена зависимость среднего контактного давления (СКД) от перемещения для монокристалла ScB2 (см. рис. 2). Видно, что СКД достигает максимального (47,6 ГПа) значения перед образованием pop-in на кривой внедрения индентора. Если проводить испы- тания при нагрузке меньшей Рс, то наблюдается чисто упругая диаграмма нагружения – участки роста нагрузки и ее снижения накладываются друг на друга [14, 15]. Следовательно, кривая внедрения индентора до pop-in – четко выраженный участок упругой деформации в контакте, а сам pop-in – резкий упругопластический переход в контакте, после которого начинается пласти- ческая деформация под индентором. По данным атомно-силовой микроскопии вершина используемого при ис- пытаниях пирамидального индентора Берковича в диапазоне глубин от 0 до 35 нм имеет форму сферы с радиусом ∼ 230 нм [23], поэтому для анализа начального упругого участка можно применить теорию Герца. Так как для сферического индентора упругий прогиб на краю отпечатка равен половине перемещения, то решения упругой задачи Герца можно применять при пере- www.ism.kiev.ua/stm 18 мещениях до 70 нм. Для сферического индентора максимальные сдвиговые напряжения в контакте равны [24] 31max 2 1 σ−σ=τ , (1) где σ1 и σ3 – главные напряжения. τmax достигает наибольшего значения пря- мо под центром контакта (r = 0) на расстоянии равном 0,48 радиуса контакта а под поверхностью образца [24]: τc = [0,61 – 0,23(1 + ν)]pmax ≈ 0,47pmean, (2) где pmean – СКД при упругом контакте жесткой сферы с плоской поверхно- стью. Как уже отмечалось, СКД в момент резкого упругопластического пере- хода равно 47,6 ГПа (см. рис. 2). Отсюда из уравнения (2) получаем, что сдвиговые напряжения τc, при которых происходит зарождение пластической деформации, для монокристалла ScB2 равны 20,4±3,5 ГПа (таблица). 25 50 75 100 125 150 175 200 2250 2 4 6 8 10 12 14 16 1 2 Перемещение, нм Н аг ру зк а, м Н 0 10 20 30 40 50 С ре дн ее к он та к то н е да вл ен и е, Г П а Рис. 2. Диаграмма внедрения индентора Берковича (1) и зависимость СКД от перемещения индентора (2) для нитевидного монокристалла ScB2. После образования pop-in СКД (твердость по Мейеру) быстро падает до 19 ГПа и остается постоянным при увеличении перемещения индентора до 200 нм (см. рис. 2). Этот участок диаграммы применяли для определения твердости и модуля упругости. Подобное механическое поведение в диапазо- не перемещений индентора Берковича от 0 до 200 нм наблюдали для всех испытанных образцов боридов TMB2. Результаты механических испытаний нитевидных кристаллов диборидов скандия, циркония, гафния и титана, а также гексаборида лантана (матрица) в армированных керамиках LaB6– TMB2, приведены в таблице. Электронная структура диборидов TMB2 Дибориды переходных металлов формируются переходными элементами III–VI групп таблицы Менделеева (Sc, Ti, Zr, Hf, V, Nb и др.) и имеют слои- стую гексагональную структуру C32 типа AlB2 с пространственной группой симметрии P6/mmm (номер 191). Это простая шестиугольная решетка, в ко- торой плотно упакованные слои переходных металлов равномерно чередуют- ся с графитоподобными слоями из атомов бора (рис. 3). Отметим, что эти дибориды нельзя рассматривать как классические слоистые структуры, по- ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2017, № 5 19 скольку межслойное взаимодействие довольно сильное, несмотря на то, что металлические слои чередуются со слоями бора в их кристаллической струк- туре. Атомы бора расположены по углам шестиугольника рядом с тремя ближайшими соседними атомами бора в каждой плоскости, атомы металлов – непосредственно над и под центрами каждого шестиугольника из атомов бора – точно посередине между смежными слоями бора. Каждый атом пе- реходного металла имеет двенадцать ближайших соседних атомов бора и восемь ближайших соседних атомов переходных металлов (шесть на метал- лической плоскости и два на оси, перпендикулярной рассматриваемой ме- таллической плоскости). Существует всего одна конфигурация элементар- ной ячейки, а сам кристалл имеет простую гексагональную симметрию (D6h). Выбирая соответствующим образом примитивные векторы решетки, атомы можно расположить в следующих позициях в элементарной ячейке: ТМ (0, 0, 0), В (1/3, 1/6, 1/2) и B (2/3, 1/3, 1/2). Расстояние между атомами переходных металлов равно с. Твердость, модуль упругости и параметры упругопластического перехода при наноиндентировании однородных монокристаллов и зерен диборидов эвтектического композита (001) LaB6–TMB2 Образец Фаза Н, ГПа Е, ГПа Крити- ческая нагрузка Рс, мН СКД при образо- вании pop-in, ГПа Критическое сдвиговое напряжение τc, ГПа Модуль сдвига G, ГПа G/2π, ГПа Матрица (001) LaB6 LaB6 28,9±0,8 409±7 2,1±0,5 36,2±3,8 16,8±1,7 (G/8,5) 144 22,9 Нитевидные кристаллы в эвтектических композитах LaB6–TMB2 LaB6–ScB2 ScB2 19,4±1,0 440±17 3,9±1,2 44,0±7,5 20,4±3,5 (G/9) 180 28,7 LaB6–ZrB2 ZrB2 27,1±1,5 564±14 8,8±2,1 57,3±3,8 26,6±1,8 (G/8,4) 221 [28] 36,1 LaB6–HfB2 [15] HfB2 33,7±2,0 602±18 9,8±2,6 64,0±4,1 29,8±1,9 (G/7,6) 228 [28] 36,1 LaB6–TiB2 TiB2 39,6±1,6 619±32 7,7±0,5 61,0±5,1 28,4±2,4 (G/9) 259 [29] 41,2 B Hf Рис. 3. Элементарная ячейка диборида гафния. www.ism.kiev.ua/stm 20 Парциальные плотности состояний для HfB2 показаны на рис. 4. Состоя- ния 4f5/2,7/2 в HfB2 расположены в диапазоне от –14,5 до –10 эВ. 5d-состояния Hf имеют доминирующие особенности в интервале от –12,5 эВ до 14 эВ. Эти сильно связанные состояния перекрываются с 2р-состояниями B и, в мень- шей степени, с 2s-состояниями B ниже уровня Ферми, что предполагает зна- чительную ковалентность. Кристаллическое поле в позиции атома Hf (точеч- ная группа симметрии – D6h) вызывает расщепление d-орбиталей Hf на синг- лет a1g (d3z2−r2) и два дублета e1g (dyz и dxz) и e2g (dxy и dx 2 −y 2). Кристаллическое поле в позиции атома B (D3h точечная группа симметрии) вызывает расщеп- ление р-орбиталей В на синглет a4 (pz) и дублет e2 (px и py), s-состояния В занимают нижнюю часть валентной зоны между –14,6 и –3,0 эВ и сильно гибридизованы с px-, py-состояниями B и dyz-, dxz-состояниями Hf, располо- женными в диапазоне от –12,5 до –0,5 эВ; pz-состояния B занимают не- большой интервал энергий от –7,5 до –0,5 эВ с очень сильным и острым пиком ∼ –4 эВ. –15 –10 –5 0 5 10 15 0 0,1 0,2 0,3 0,4 1 B П ар ц и ал ьн ы е п ло тн ос ти э ле к тр он н ы х со ст оя н и й , 1 /( ат ом ⋅э В ) Энергия, эВ 2 3энергия Ферми а –15 –10 –5 0 5 10 15 0 0,5 1,0 1,5 Hf П ар ц и ал ьн ы е п ло тн ос ти э ле кт ро н н ы х со ст оя н и й , 1 /( ат ом ⋅э В ) Энергия, эВ 4 5 6 7 б Рис. 4. Парциальные плотности электронных состояний в HfB2: s (1), a4(2), e2 (3), f5/2, 7/2 (4), a1g (5), e1g (6), e2g (7). Парциальные плотности состояний SсB2 показаны на рис. 5: s-состояния B занимают нижнюю часть валентной зоны между –11,1 и –1,0 эВ и сильно ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2017, № 5 21 гибридизуются с px- и py-состояниями B, которые расположены между –11,0 эВ и уровнем Ферми, а pz-состояния В занимают малый интервал энер- гий (от –5,5 эВ до уровня Ферми) с очень сильным и острым пиком на уровне ∼ –2 эВ. –10 –5 0 5 10 0 0,1 0,2 0,3 0,4 энергия Ферми B П ар ц и ал ьн ы е п ло тн ос ти э ле к тр он н ы х со ст оя н и й , 1 /( ат ом ⋅э В ) Энергия, эВ 1 23 а –10 –5 0 5 10 0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 Sc П ар ц и ал ьн ы е п ло тн ос ти э ле к тр он н ы х со ст оя н и й , 1 /( ат ом ⋅э В ) Энергия, эВ 4 5 6 б Рис. 5. Парциальные плотности электронных состояний в ScB2: s (1), a4(2), e2 (3), a1g (4), e1g (5), e2g (6). Следует обратить внимание на принципиальное отличие в электронных структурах SсB2 и HfB2. Эти соединения обладают конечной плотностью состояний на уровне Ферми. Следовательно, эти дибориды демонстрируют металлическое поведение в своем кристаллическом состоянии, но SсB2 при этом имеет частично незанятые связывающие состояния. Плотность состоя- ний (density of states – DOS) на уровне Ферми для SсB2 более чем в три раза выше, чем DOS для HfB2. Это связано с тем, что a1g- и e2g-орбитали SсB2 смещаются в сторону более высоких энергий и пересекают уровень Ферми (cм. рис. 4 и 5). Эти и, в меньшей степени, e1g-состояния способствуют обра- зованию металлической связи в слое атомов Sc. И это же смещение предот- вращает значительную гибридизацию между d-электронами Sc и р- электронами В. С другой стороны, на рис. 4 отчетливо видно, что 5d- www.ism.kiev.ua/stm 22 состояния Hf и 2p-состояния B полностью перекрываются в диапазоне от –10 эВ до уровня Ферми, что явно свидетельствует о наличии значительного ковалентного взаимодействия между ними в результате сильной гибридиза- ции. Сильная гибридизация 5d-состояния Hf и 2р-состояния B может пони- зить энергию связывающих и увеличить энергию антисвязывающих состоя- ний, что и приводит к образованию глубокого DOS-минимума (псевдощели) вблизи уровня Ферми. Электронное строение и свойства основного состояния AlB2 подобных диборидов переходных металлов ТMB2 (ТM = Sc, Ti, V, Cr, Mn, Fe, Y, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta) также были рассчитаны с использованием самосогласованного TB-LMTO-метода в [25]. Для всех диборидов авторами был обнаружен дрейф электронов в направлении атомов бора, что обусловливало возникновение ионного вклада в тип межатомных связей. Для серии 3d-металлов величина этого электронного вклада уменьшалась от SсB2 до FeB2. Принимая во вни- мание слабую гибридизацию d-состояния Sc и р-состояния B и большую раз- ность электроотрицательностей между Sc и B приходим к выводу, что суще- ствует в основном ионный тип связи между атомами Sc и B в дибориде скан- дия. Что касается TiB2, ZrB2 и HfB2, то сильная ТM–B ковалентная связь оп- ределяет более сильное взаимодействие между подрешетками B и переход- ных металлов Ti, Zr и Hf по сравнению с SсB2. ОБСУЖДЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ Диборид титана оказался самым твердым и высокомодульным боридом из испытанных образцов (см. таблицу). Близки к нему по модулю упругости бориды гафния и циркония, но они заметно уступают бориду титана по твер- дости. Диборид скандия по своим механическим свойствам заметно отлича- ется от остальных испытанных образцов (рис. 6). Хотя по модулю упругости (443 ГПа) он близок к гексабориду лантана (409 ГПа), однако значительно уступает по твердости как LaB6, так и диборидам циркония, гафния и титана. 15 20 25 30 35 40 350 400 450 500 550 600 650 LaB 6 ScB 2 ZrB 2 HfB 2 TiB 2 М од ул ь уп ру го ст и , Г П а Твердость, ГПа Рис. 6. Зависимость модуля упругости от твердости для боридов переходных металлов TMB2 (TM = Sc, Zr, Hf, Ti); для сравнения приведены данные для LaB6. Резкий упругопластический переход в наноконтакте pop-in может быть вызван гомогенным (локальной потерей устойчивости кристаллической ре- шетки при сдвиговых напряжениях, близких к теоретической прочности на сдвиг) или гетерогенным (срабатыванием дислокационного источника) заро- ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2017, № 5 23 ждением дислокаций [4, 26, 27]. Теоретическая прочность монокристаллов на сдвиг обычно оценивается как G/2π. Модуль сдвига G для ScB2 равен 180 ГПа (см. таблицу). Отсюда получаем, что теоретическая прочность на сдвиг τт диборида скандия равна 28,7 ГПа. Экспериментальное значение мак- симальных сдвиговых напряжений τc при зарождении пластичности для ди- борида скандия равно 20,4 ГПа (G/9), что близко к его теоретической прочно- сти на сдвиг (см. таблицу). Поэтому можно предположить, что при внедрении индентора в дибориде скандия имело место гомогенное зарождение дислока- ций в области контакта, а полученное значение сдвиговых напряжений τc является экспериментальной оценкой теоретической прочности на сдвиг τт для ScB2. Модули сдвига для диборидов циркония, гафния и титана заметно выше, чем для диборида скандия [28, 29]. Поэтому заметно выше и сдвиго- вые напряжения начала пластичности в контакте (см. таблицу, рис. 7). Из этой закономерности несколько выпадают результаты для диборида титана. Хотя модуль сдвига для него заметно выше, чем для диборида гафния, сдви- говые напряжения в момент зарождения пластичности несколько ниже. Воз- можно, что при наноиндентировании борида титана происходило как гомо- генное, так и гетерогенное зарождение дислокаций в результате срабатыва- ния дислокационного источника типа Франка-Рида в области под контактом. 50 100 150 2000 10 20 30 40 50 60 70 1 2 С ре дн ее к он та кт н ое д ав ле н и е, Г П а Перемещение, нм Рис. 7. Зарождение пластической деформации при наноиндентировании монокристаллов HfB2 (1) и ScB2 (2). После образования pop-in в области контакта появляются дислокации. При этом твердость монокристалла ScB2 снижается до 19 ГПа (см. рис. 7), т. е. до значения СКД, когда в области под индентором уже появились дисло- кации. В момент образования pop-in на кривой внедрения индентора СКД имеет максимально возможную для данного монокристалла твердость (теоре- тическую или упругую). Такой бы она была, если бы не дефекты кристалли- ческой решетки (в первую очередь дислокации), которые облегчают начало пластического течения в кристаллах. Таким образом, СКД при гомогенном зарождении дислокаций в области контакта позволяют получать эксперимен- тальные оценки теоретической прочности на сдвиг для массивных образцов хрупких и малопластичных материалов. Проведенные исследования показывают, что pop-in в монокристаллах ту- гоплавких соединений заметно отличается от pop-in в монокристаллах метал- лов. При наноиндентировании монокристаллов TMB2 упругопластический www.ism.kiev.ua/stm 24 переход происходит при значительно бóльших глубинах и нагрузках по срав- нению с монокристаллами металлов, особенно с ГЦК-структурой. Кроме того, величина прироста глубины отпечатка при упругопластическом перехо- де в TMB2 намного меньше. Например, для монокристалла алюминия высо- кой чистоты резкий упругопластический переход при наноиндентировании происходит на глубинах ∼ 25 нм (рис. 8), при этом глубина отпечатка увели- чивается на 100–125 нм, что соответствует ∼ 300 векторам Бюргерса (т. е. образуется ∼ 300 новых дислокаций). Тогда как для монокристалла HfB2 уп- ругопластический переход происходит на глубинах ∼ 50–60 нм, прирост глу- бины не превышает 12 нм (см. рис. 7), что соответствует ∼ 40 векторам Бюр- герса, что на порядок меньше, чем в ГЦК-металлах. Увеличение нагрузки Рс, при которой происходит упругопластический переход при наноиндентирова- нии, вызвано более высокой теоретической прочностью на сдвиг TMB2 по сравнению с ГЦК-металлами. Кроме того, если для монокристалла алюминия СКД в момент pop-in уменьшается в 10 раз (см. рис. 8), то для монокристалла HfB2 только в два раза (см. рис. 7), что вызвано намного более низкой под- вижностью дислокаций в дибориде гафния по сравнению с монокристаллом алюминия. 0 50 100 150 200 250 300 350 0,25 0,50 0,75 1,00 1 2 Перемещение, нм Н аг ру зк а, м Н 0 1 2 3 4 5 С ре дн ее к он та кт н ое д ав ле н и е, Г П а Рис. 8. Диаграмма внедрения индентора Берковича (1) и зависимость СКД от перемещения индентора (2) для монокристалла (111) Al. В рамках модели упругой деформации, модули упругости в диборидах ме- таллов определяются длиноволновыми акустическими фононными колеба- ниями (вблизи  = 0, центра зоны Брилюэна). Элементарная ячейка колеблет- ся как целое и, поскольку атом металла значительно тяжелее атома бора, все эти колебания определяются главным образом колебаниями металлической подрешетки. Что же касается твердости, то ее значение определяют при не- упругой деформации, когда начинает работать дислокационный механизм пластической деформации. То есть имеем дело с двумя разными механизма- ми деформации для объяснения значений модулей упругости и твердости. Эти два параметра не связаны жестко, поэтому возможны ситуации, когда близкие значения модулей упругости сочетаются с сильно разнящимися зна- чениями твердости. При анализе полученных результатов возникает вопрос, чем вызвана низ- кая твердость у диборида скандия по сравнению с диборидами циркония, ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2017, № 5 25 гафния и титана? Как было показано выше, в силу специфики распределения электронной плотности связь между атомами бора и скандия является пре- имущественно ионной. В этом их принципиальное отличие, например, от диборидов металлов IV группы, у которых уровень Ферми попадает в энерге- тическую щель, все связывающие состояния заполнены (при этом разрых- ляющие − пустые), а связь между атомами бора и атомами металла является главным образом ковалентной. Отметим также, что у диборида скандия па- раметры решетки одни из самых больших для всех диборидов переходных металлов (слои бора и скандия находятся далеко друг от друга). Все это дает возможность относительно легкому зарождению пластической деформации по типу “скольжения” между слабо взаимодействующими плоскостями ато- мов бора и атомов скандия. В этом и состоит объяснение низкой твердости ScB2 по сравнению с другими диборидами. Такое скольжение затруднено в оставшихся трех диборидах (Zr, Ti, Hf) именно из-за сильной направленной ковалентной связи между атомами бора и атомами металлов. ZrB2, HfB2 и TiB2 − изоэлектронные и изоструктурные соединения, различия у них только в номерах главных квантовых чисел у валентных d-электронов, поэтому электронные свойства этих боридов очень схожи. Расположение боридов по твердости и модулей Юнга в таком порядке, как показано в таблице, вызвано исключительно геометрическими параметрами решетки. ZrB2 имеет самый большой параметр с (наибольшее удаление атомов бора и Zr) и, как резуль- тат, его твердость меньше (27,1 ГПа), чем у диборидов гафния и титана. Для диборида титана параметр с имеет минимальное значение, а твердость – мак- симальное (39,6 ГПа). Диборид скандия, как было показано выше, стоит особняком из-за другой электронной конфигурации (Н = 19,4 ГПа). ВЫВОДЫ Исследование зарождения пластической деформации при наноиндентиро- вании нитевидных монокристаллов TiB2, ScB2 HfB2 и ZrB2 в армированных эвтектических керамиках LaB6–TMB2 показало, что, как и для монокристал- лов металлов, при наноиндентировании диборидов на кривой внедрения ин- дентора происходил скачок деформации, вызванный гомогенным или гетеро- генным зарождением дислокаций под отпечатком в предварительно свобод- ной от дислокаций области. Случаи гомогенного зарождения дислокаций в контакте позволили впервые экспериментально оценить теоретическую прочность на сдвиг для монокристаллов ScB2, ZrB2 HfB2 и TiB2 (20,4, 26,6, 29,8 и 28,4 ГПа соответственно). Измерение твердости и модуля упругости исследованных монокристаллов диборидов показало, что твердость для мо- нокристалла ScB2 (19,4 ГПа) заметно ниже, чем твердость монокристаллов ZrB2, HfB2 и TiB2 (27,1, 33,7 и 39,6 ГПа соответственно). Анализ парциальных плотностей электронных состояний позволил объяс- нить важное отличие механических свойств ScB2, с одной стороны, и дибо- ридов металлов IV группы, с другой. Последние демонстрируют сильную гибридизацию между 5d-состояниями Hf (4d- и 3d-состояниями Zr и Ti соот- ветственно) и 2р-состояниями B в диапазоне от –10 эВ и вплоть до уровня Ферми. Это приводит к сильной ковалентной связи между атомами бора и металла. Напротив, для диборида скандия был установлен преимущественно ионный характер связи между атомами скандия и бора. А с учетом того, что у ScB2 параметры решетки больше, чем у остальных трех исследованных дибо- ридов, можно сделать вывод, что вероятность возникновения межплоскост- ного (TM–B) скольжения для ScB2 существенно выше, чем для диборидов www.ism.kiev.ua/stm 26 металлов IV группы. Что же касается упругих свойств, то они полностью определяются длинноволновыми акустическими фононами, которые, в свою очередь, зависят только от колебаний подрешеток из атомов металла в каж- дом из диборидов. Таким образом, для теоретического объяснения значений твердости и мо- дуля упругости необходимо рассматривать существенно разную “геометрию” взаимодействий. Для твердости важна межплоскостная (TM–B) ковалент- ная/ионная связь, а для модуля упругости – металлическая связь в плоскости атомов ТМ. Авторы благодарят И. К. Засимчука (ИМФ им. Г. В. Курдюмова НАН Ук- раины) за предоставление монокристалла (111) Al и электролитическую по- лировку его поверхности. Методом наноіндентування експериментально досліджено механічну поведінку ниткоподібних кристалів TMB2 (TM = Sc, Zr, Hf, Ti) діаметром 10–20 мкм у спрямовано армованих кераміках LaB6–TMB2. Для усіх досліджених зразків спостерігали різкий пружно-пластичний перехід при зануренні індентора (pop-in), що викликано заро- дженням дислокацій під відбитком у попередньо вільній від дислокацій області. Вперше отримано експериментальну оцінку теоретичної міцності на зсув для цих матеріалів. Теоретично розраховано зонну структуру і тип міжатомних зв’язків для TMB2 (TM = Sc, Zr, Hf, Ti). Проведено аналіз впливу електронної структури на механічні властивості діборідив перехідних металів. Ключові слова: керамічні евтектичні композити, боріди, наноінденту- вання, теоретична міцність на зсув, електрона структура. The mechanical behaviour of TMB2 whiskers (TMB2 = Sc, Hf, Zr, Ti) of 10– 20 μm in diameter of the directionally reinforced ceramics LaB6–TMB2 was experimentally studied by the nanoindentation. The pop-in (the abrupt elastic–plastic transition in the indenter penetration) caused by the nucleation of dislocations in the previously dislocations-free region under the imprint was observed in all samples under study. For the first time the experimental estimations of the theoretical shear strength of these materials are obtained. Zone structures and types of interatomic bonds for TMB2 (TM= Sc, Zr, Hf, Ti) are theoretically calculated. The effects of the electronic structures on mechanical properties of diborides of transition metals were analyzed. Keywords: ceramic eutectic composites, borides, nanoindentation, theoreti- cal shear strength, electronic structure. 1. Oliver W. C., Pharr G. M. An improved technique for determining hardness and elastic modu- lus using load and displacement sensing indentation experiments // J. Mater. Res. – 1992. – 7. – P. 1564–1583. 2. Hay J., Agee P., Herbert E. Continuous stiffness measurement during instrumented indenta- tion testing // Exp. Tech. – 2010. – N 3. – P. 86–94. 3. Michalske T. A., Houston J. E. Dislocation nucleation at nano-scale mechanical contacts // Acta Mater. – 1998. – 46. – P. 391–396. 4. Zbib A. A., Bahr D. F. Dislocation nucleation and source activation during nanoindentation yield points // Metal. Mater. Trans. A. – 2007. – 38. – P. 2249–2255. 5. Dub S. N., Lim Y. Y., Chaudhri M. M. Nanohardness of high purity Cu (111) single crystals: The effect of indenter load and prior plastic sample strain // J. Appl. Phys. – 2010. – 107, art. 043510. 6. Lu C., Mai Y.-W., Tam P. L., Shen Y. G. Nanoindentation-induced elastic–plastic transition and size effect in a-Al2O3(0001) // Phil. Mag. Lett. – 2007. – 87. – P. 409–415. 7. Tymiak N. I., Gerberich W. W. Initial stages of contact-induced plasticity in sapphire. II. Mechanisms of plasticity initiation // Phil. Mag. – 2007. – 87. – P. 5169–5188. 8. Tymiak N., Chrobak D., Gerberich W. et al. Role of competition between slip and twinning in nanoscale deformation of sapphire // Phys. Rev. B. – 2009. – 79, art. 174116. ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2017, № 5 27 9. Tromas C., Gaillard Y. Woirgard J. Nucleation of dislocations during nanoindentation in MgO // Phil. Mag. – 2006. – 86. – P. 5595–5606. 10. Montagne A., Tromas C., Audurier V., Woirgard J. A new insight on reversible deformation and incipient plasticity during nanoindentation test in MgO // J. Mater. Res. – 2009. – 24. – P. 883–889. 11. Loboda P. I., Kysla H. P., Dub S. M., Karasevs’ka O. P. Mechanical properties of the monocrystals of lanthanum hexaboride // Mater. Sci. – 2009. – 45. – P. 108–113. 12. Дуб С. Н., Кислая Г. П., Лобода П. И. Исследование механических свойств монокри- сталла LaB6 методом наноиндентирования // Сверхтв. материалы. – 2013. – № 3. – С. 38–47. 13. Guicciardi S., Melandri C., Monteverde F. T. Characterization of pop-in phenomena and indentation modulus in a polycrystalline ZrB2 ceramic // J. Eur. Ceram. Soc. – 2010. – 30. – P. 1027–1034. 14. Дуб С. Н., Гончаров А. А., Пономарев С. С. и др. Механические свойства нанокристал- лических тонких пленок HfB2,7 // Сверхтв. материалы. – 2011. – № 3. – С. 9–19. 15. Дуб С. Н., Лобода П. И., Богомол Ю. И. и др. Механические свойства нитевидных кристаллов HfB2 // Там же. – № 4. – 2013. – С. 51–62. 16. Loboda P. Features of structure formation with zone melting of powder boron-containing refractory materials // Powder Metall. Met. Ceram. – 2000. – 39. – P. 480–486. 17. Loboda P., Bogomol I., Sysoev M., Kysla G. Structure and properties of superhard materials based on pseudo-binary systems of borides produced by zone melting // J. Superhard Mater. – 2006. – 28. – P. 28–32. 18. Sichkar S. M. Why HfB2 is not Superconductor // J. Supercond. Nov. Magn. – 2015. – 28. – P. 719–724. 19. Sichkar S. M., Antonov V. N., Antropov V. P. Comparative study of the electronic structure phonon spectra and electron-phonon interaction of ZrB2 and TiB2 // Phys. Rev. B. – 2013. – 87, art. 064305. 20. Лобода П. І., Богомол Ю. І., Нестеренко Ю. В. Зміцнення спрямовано армованих ком- позитів в умовах високих температур // Металознавство та обробка металів. – 2010. – № 1. – C. 17–23. 21. Bogomol Yu., Nishimura T., Nesterenko Yu. et al. The bending strength temperature depend- ence of the directionally solidified eutectic LaB6–ZrB2 composite // J. Alloys Comp. – 2011. – 509. – P. 6123–6129. 22. Fahrenholtz W. G., Hilmas G. E., Talmy I. G., Zaykoski J. A. Refractory diborides of zirco- nium and hafnium // J. Am. Ceram. Soc. – 2007. – 90. – P. 1347–1364. 23. Дуб С. Н., Бражкин В. В., Белоус В. А. и др. Сравнительное наноиндентирование моно- кристаллов твердых и сверхтвердых оксидов // Сверхтв. материалы. – 2014. – № 4. – С. 3–21. 24. Johnson K. L. Contact Mechanics. – Cambridge: Cambridge University Press, 1985. 25. Vajeeston P., Ravindran P., Ravi C., Asokamani R. Electronic structure bonding and ground state properties of AlB2-type transition metal diborides // Phys. Rev. B. – 2001. – 63, art. 045115. 26. Дуб С. Н., Засимчук И. К., Матвиенко Л. Ф. Влияние твердорастворного упрочнения иридием на зарождение дислокаций в монокристалле молибдена при наноиндентиро- вании // Физика твердого тела. – 2011. – 53. – С. 1332–1339. 27. Дуб С. Н., Петруша И. А., Бушля В. М. и др. Теоретическая прочность на сдвиг и заро- ждение пластической деформации при нанодеформировании кубического нитрида бо- ра // Сверхтв. материалы. – 2017. – № 2. – С. 20–34. 28. Brazhkin V. V., Alexander G. L. et al. Harder than diamond: dreams and reality // Phil. Mag. A. – 2002. – 82. – P. 231–253. 29. Zhang X. H., Luo X. G., Li J. P. et al. The ideal strength of transition metal diborides TMB2 (TM = Ti, Zr, Hf): Plastic anisotropy and the role of prismatic slip // Scripta Mater. – 2010. – 62. – P. 625–628. Поступила 10.03.17 << /ASCII85EncodePages false /AllowTransparency false /AutoPositionEPSFiles true /AutoRotatePages /None /Binding /Left /CalGrayProfile (Dot Gain 20%) /CalRGBProfile (sRGB IEC61966-2.1) /CalCMYKProfile (U.S. Web Coated \050SWOP\051 v2) /sRGBProfile (sRGB IEC61966-2.1) /CannotEmbedFontPolicy /Warning /CompatibilityLevel 1.4 /CompressObjects /Off /CompressPages true /ConvertImagesToIndexed true /PassThroughJPEGImages true /CreateJobTicket false /DefaultRenderingIntent /Default /DetectBlends true /DetectCurves 0.1000 /ColorConversionStrategy /LeaveColorUnchanged /DoThumbnails true /EmbedAllFonts true /EmbedOpenType false /ParseICCProfilesInComments true /EmbedJobOptions true /DSCReportingLevel 0 /EmitDSCWarnings false /EndPage -1 /ImageMemory 1048576 /LockDistillerParams true /MaxSubsetPct 100 /Optimize false /OPM 1 /ParseDSCComments true /ParseDSCCommentsForDocInfo true /PreserveCopyPage true /PreserveDICMYKValues true /PreserveEPSInfo true /PreserveFlatness true /PreserveHalftoneInfo false /PreserveOPIComments false /PreserveOverprintSettings true /StartPage 1 /SubsetFonts true /TransferFunctionInfo /Remove /UCRandBGInfo /Preserve /UsePrologue false /ColorSettingsFile () /AlwaysEmbed [ true ] /NeverEmbed [ true ] /AntiAliasColorImages false /CropColorImages true /ColorImageMinResolution 300 /ColorImageMinResolutionPolicy /OK /DownsampleColorImages false /ColorImageDownsampleType /Bicubic /ColorImageResolution 300 /ColorImageDepth 8 /ColorImageMinDownsampleDepth 1 /ColorImageDownsampleThreshold 1.50000 /EncodeColorImages true /ColorImageFilter /FlateEncode /AutoFilterColorImages false /ColorImageAutoFilterStrategy /JPEG /ColorACSImageDict << /QFactor 0.15 /HSamples [1 1 1 1] /VSamples [1 1 1 1] >> /ColorImageDict << /QFactor 0.15 /HSamples [1 1 1 1] /VSamples [1 1 1 1] >> /JPEG2000ColorACSImageDict << /TileWidth 256 /TileHeight 256 /Quality 30 >> /JPEG2000ColorImageDict << /TileWidth 256 /TileHeight 256 /Quality 30 >> /AntiAliasGrayImages false /CropGrayImages true /GrayImageMinResolution 300 /GrayImageMinResolutionPolicy /OK /DownsampleGrayImages false /GrayImageDownsampleType /Bicubic /GrayImageResolution 300 /GrayImageDepth 8 /GrayImageMinDownsampleDepth 2 /GrayImageDownsampleThreshold 1.50000 /EncodeGrayImages true /GrayImageFilter /FlateEncode /AutoFilterGrayImages false /GrayImageAutoFilterStrategy /JPEG /GrayACSImageDict << /QFactor 0.15 /HSamples [1 1 1 1] /VSamples [1 1 1 1] >> /GrayImageDict << /QFactor 0.15 /HSamples [1 1 1 1] /VSamples [1 1 1 1] >> /JPEG2000GrayACSImageDict << /TileWidth 256 /TileHeight 256 /Quality 30 >> /JPEG2000GrayImageDict << /TileWidth 256 /TileHeight 256 /Quality 30 >> /AntiAliasMonoImages false /CropMonoImages true /MonoImageMinResolution 1200 /MonoImageMinResolutionPolicy /OK /DownsampleMonoImages false /MonoImageDownsampleType /Bicubic /MonoImageResolution 1200 /MonoImageDepth -1 /MonoImageDownsampleThreshold 1.50000 /EncodeMonoImages true /MonoImageFilter /CCITTFaxEncode /MonoImageDict << /K -1 >> /AllowPSXObjects false /CheckCompliance [ /None ] /PDFX1aCheck false /PDFX3Check false /PDFXCompliantPDFOnly false /PDFXNoTrimBoxError true /PDFXTrimBoxToMediaBoxOffset [ 0.00000 0.00000 0.00000 0.00000 ] /PDFXSetBleedBoxToMediaBox true /PDFXBleedBoxToTrimBoxOffset [ 0.00000 0.00000 0.00000 0.00000 ] /PDFXOutputIntentProfile (None) /PDFXOutputConditionIdentifier () /PDFXOutputCondition () /PDFXRegistryName () /PDFXTrapped /False /CreateJDFFile false /Description << /CHS <FEFF4f7f75288fd94e9b8bbe5b9a521b5efa7684002000500044004600206587686353ef901a8fc7684c976262535370673a548c002000700072006f006f00660065007200208fdb884c9ad88d2891cf62535370300260a853ef4ee54f7f75280020004100630072006f0062006100740020548c002000410064006f00620065002000520065006100640065007200200035002e003000204ee553ca66f49ad87248672c676562535f00521b5efa768400200050004400460020658768633002> /CHT <FEFF4f7f752890194e9b8a2d7f6e5efa7acb7684002000410064006f006200650020005000440046002065874ef653ef5728684c9762537088686a5f548c002000700072006f006f00660065007200204e0a73725f979ad854c18cea7684521753706548679c300260a853ef4ee54f7f75280020004100630072006f0062006100740020548c002000410064006f00620065002000520065006100640065007200200035002e003000204ee553ca66f49ad87248672c4f86958b555f5df25efa7acb76840020005000440046002065874ef63002> /DAN <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> /DEU <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> /ESP <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> /FRA <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> /ITA <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> /JPN <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> /KOR <FEFFc7740020c124c815c7440020c0acc6a9d558c5ec0020b370c2a4d06cd0d10020d504b9b0d1300020bc0f0020ad50c815ae30c5d0c11c0020ace0d488c9c8b85c0020c778c1c4d560002000410064006f0062006500200050004400460020bb38c11cb97c0020c791c131d569b2c8b2e4002e0020c774b807ac8c0020c791c131b41c00200050004400460020bb38c11cb2940020004100630072006f0062006100740020bc0f002000410064006f00620065002000520065006100640065007200200035002e00300020c774c0c1c5d0c11c0020c5f40020c2180020c788c2b5b2c8b2e4002e> /NLD (Gebruik deze instellingen om Adobe PDF-documenten te maken voor kwaliteitsafdrukken op desktopprinters en proofers. De gemaakte PDF-documenten kunnen worden geopend met Acrobat en Adobe Reader 5.0 en hoger.) /NOR <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> /PTB <FEFF005500740069006c0069007a006500200065007300730061007300200063006f006e00660069006700750072006100e700f50065007300200064006500200066006f0072006d00610020006100200063007200690061007200200064006f00630075006d0065006e0074006f0073002000410064006f0062006500200050004400460020007000610072006100200069006d0070007200650073007300f5006500730020006400650020007100750061006c0069006400610064006500200065006d00200069006d00700072006500730073006f0072006100730020006400650073006b0074006f00700020006500200064006900730070006f00730069007400690076006f0073002000640065002000700072006f00760061002e0020004f007300200064006f00630075006d0065006e0074006f00730020005000440046002000630072006900610064006f007300200070006f00640065006d0020007300650072002000610062006500720074006f007300200063006f006d0020006f0020004100630072006f006200610074002000650020006f002000410064006f00620065002000520065006100640065007200200035002e0030002000650020007600650072007300f50065007300200070006f00730074006500720069006f007200650073002e> /SUO <FEFF004b00e40079007400e40020006e00e40069007400e4002000610073006500740075006b007300690061002c0020006b0075006e0020006c0075006f0074002000410064006f0062006500200050004400460020002d0064006f006b0075006d0065006e007400740065006a00610020006c0061006100640075006b006100730074006100200074007900f6007000f60079007400e400740075006c006f0073007400750073007400610020006a00610020007600650064006f007300740075007300740061002000760061007200740065006e002e00200020004c0075006f0064007500740020005000440046002d0064006f006b0075006d0065006e00740069007400200076006f0069006400610061006e0020006100760061007400610020004100630072006f0062006100740069006c006c00610020006a0061002000410064006f00620065002000520065006100640065007200200035002e0030003a006c006c00610020006a006100200075007500640065006d006d0069006c006c0061002e> /SVE <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> /ENU (Use these settings to create Adobe PDF documents for quality printing on desktop printers and proofers. Created PDF documents can be opened with Acrobat and Adobe Reader 5.0 and later.) /RUS () >> /Namespace [ (Adobe) (Common) (1.0) ] /OtherNamespaces [ << /AsReaderSpreads false /CropImagesToFrames true /ErrorControl /WarnAndContinue /FlattenerIgnoreSpreadOverrides false /IncludeGuidesGrids false /IncludeNonPrinting false /IncludeSlug false /Namespace [ (Adobe) (InDesign) (4.0) ] /OmitPlacedBitmaps false /OmitPlacedEPS false /OmitPlacedPDF false /SimulateOverprint /Legacy >> << /AddBleedMarks false /AddColorBars false /AddCropMarks false /AddPageInfo false /AddRegMarks false /ConvertColors /NoConversion /DestinationProfileName () /DestinationProfileSelector /NA /Downsample16BitImages true /FlattenerPreset << /PresetSelector /MediumResolution >> /FormElements false /GenerateStructure true /IncludeBookmarks false /IncludeHyperlinks false /IncludeInteractive false /IncludeLayers false /IncludeProfiles true /MultimediaHandling /UseObjectSettings /Namespace [ (Adobe) (CreativeSuite) (2.0) ] /PDFXOutputIntentProfileSelector /NA /PreserveEditing true /UntaggedCMYKHandling /LeaveUntagged /UntaggedRGBHandling /LeaveUntagged /UseDocumentBleed false >> ] >> setdistillerparams << /HWResolution [2400 2400] /PageSize [612.000 792.000] >> setpagedevice

Механические свойства монокристаллов диборидов переходных металлов TMB₂ (TМ = Sc, Hf, Zr, Ti). Эксперимент и теория

Institution

Ähnliche Einträge