Microstructure and deformation behavior of novel metal–ceramic laminated composites Ta/Ti3Al(Si)C2–TiC

Мұқаба

Дәйексөз келтіру

Толық мәтін

Аннотация

New metal–ceramic laminated composites Ta/Ti3Al(Si)C2–TiC were obtained by spark plasma sintering. The samples were synthesized at a temperature of 1250°C and a pressure of 50 MPa for 5 min. For the formation of composites, preceramic paper with a powder filler based on the MAX phase Ti3Al(Si)C2, as well as and metal foils made of tantalum, were used. The phase composition, microstructure and elemental composition were analyzed by X-ray diffraction, scanning electron microscopy and energy dispersive X-ray spectroscopy, respectively. It was found that as a result of sintering, dense multilayer composites were formed, consisting of tantalum metal layers, ceramic layers containing Ti3Al(Si)C2, TiC and Al2O3 phases, as well as reaction layers ~13 μm thick at the metal–ceramic interface, enriched with Ta, Al and Si. Based on mechanical test data, the ultimate bending strength of the obtained composites was determined (σbs = ~430 MPa). Metal–ceramic laminated composites with a refractory tantalum layer were shown to exhibit a ductile fracture mechanism, accompanied by a more than fourfold increase in absolute deformation compared to a Ti3Al(Si)C2-based ceramic composite. This is achieved due to deflection, branching of cracks at the metal–ceramic interface and plastic deformation of tantalum layers.

Толық мәтін

ВВЕДЕНИЕ

Керамические материалы обладают многими преимуществами, такими как износостойкость, повышенная твердость и прочность, стойкость к коррозии и высоким температурам, химическая инертность, а также низкая плотность [1, 2]. Они находят широкое применение в машиностроении [3], аэрокосмической промышленности [4] и энергетике [5]. Однако эксплуатационные характеристики керамических материалов сильно ограничены их низкой надежностью, обусловленной присущей им хрупкостью и склонностью к хрупкому разрушению [6].

Материалы на основе MAX-фаз — сравнительно новый класс керамических материалов [7]. Как правило, это семейство тройных нанослойных нитридных или карбидных соединений, представленных общей формулой Mn+1AXn, где n = 1–3, M обозначает переходный металл, A — элементы групп IIIA и IVA таблицы Менделеева, а X — азот или углерод [8]. В настоящее время этим керамическим материалам уделяют большое внимание благодаря уникальному сочетанию свойств, характерных для керамики и металлов [9]. Как металлы MAX-фазы электро- и теплопроводны [10], поддаются механической обработке [11], пластичны при высоких температурах (более 1000–1100°C, в зависимости от состава и структуры) [12]. Как керамика MAX-фазы устойчивы к окислению и коррозии [13], имеют высокие модули упругости [14], низкую плотность [12]. Эти материалы могут найти применение в различных отраслях промышленности: энергетике, авиакосмическом машиностроении, автомобилестроении [12]. Требования, предъявляемые к материалам, значительно различаются в зависимости от области применения. В частности, для авиационного назначения конструкционные материалы нового поколения должны обладать стойкостью к высоким температурам (выше 1100°C), жаропрочностью, высокой трещиностойкостью [15]. Несмотря на достаточно высокие механические характеристики МАХ-фаз, при невысоких температурах (ниже 1000°C) наличие механических напряжений может привести к их хрупкому разрушению [10].

Вязкость разрушения MAX-фаз может быть повышена путем текстурирования зерен в предпочтительной ориентации [16], добавления частиц с высокой твердостью и модулем упругости [17], армирования волокнами [18]. Однако вязкость разрушения, достигнутая данными методами [16, 19], значительно уступает металлическим материалам [20]. Одними из перспективных материалов с повышенной вязкостью разрушения являются металлокерамические слоистые композиты [21]. Использование нескольких подходов, включающих армирование частицами и образование вторичных фаз, добавление слоев пластичных металлов могут значительно повысить вязкость разрушения и прочность разрабатываемых материалов. Ранее [22] были получены новые металлокерамические слоистые композиты в процессе искрового плазменного спекания прекерамических бумаг на основе MAX-фазы Ti3Al(Si)C2 и фольг из Nb, в которых использование слоев металла обеспечило повышение сопротивления материала дальнейшему распространению трещины. Однако было показано, что эти композиты недостаточно стойкие к окислению при повышенных температурах (более 1200°C) [23]. Возможная причина — обеднение внешних слоев керамики алюминием за счет образования реакционного слоя на границе металл–керамика, состоящего преимущественно из интерметаллидов Nb–Al. Тантал, имея более высокую температуру плавления (3017°C) [24] и, соответственно, меньшую реакционную способность [25], будучи пластичным металлом [26], может быть использован при создании стойких к повышенным температурам композитов с высокой вязкостью разрушения.

Таким образом, целью настоящей работы было получение и исследование новых металлокерамических слоистых композитов искровым плазменным спеканием фольг Ta и прекерамических бумаг на основе MAX-фазы Ti3Al(Si)C2.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

В качестве исходных материалов для получения ламинированных композитов использовали прекерамическую бумагу на основе MAX-фазы Ti3Al(Si)C2 (TAC) толщиной ~300 мкм и металлические фольги Ta толщиной ~100 мкм. Прекерамическая бумага была произведена с использованием бумагодельной машины D7 Sumet Systems GmbH (Денклинген, Германия). Состав листов бумаги: 87 мас. % порошка Ti3Al0.75Si0.25C2, 7.3 мас. % целлюлозных волокон, 3 мас. % порошка Al2O3 и 2.7 мас. % добавок для удержания. Из исходного сырья были подготовлены “стеки” с укладкой прекерамических бумаг и фольг тантала один через один слой с общим количеством слоев 25 (внешними слоями были слои TAC). Образцы ламинированных композитов получали методом искрового плазменного спекания на установке SPS 10-4 (GT Advanced Technologies, USA) при температуре 1250°C в условиях вакуума (0.1 Па), приложенном давлении прессования 50 МПа и времени изотермического выдерживания 5 мин.

Фазовый состав полученных образцов исследовали на дифрактометре XRD 7000S (Shimadzu, Япония) в геометрии Брэгга–Брентано (CuKα-излучение, λ = 1.541 Å) при следующих параметрах: U = 40 кВ, I = 30 мА. Для идентификации фаз использовали программное обеспечение SIeve (ICDD, США) и базу данных PDF4+ 2021. Микроструктура и элементный состав были проанализированы с помощью растрового электронного микроскопа (РЭМ) Vega3 (Tescan, Чешская Республика), оснащенного приставкой для энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии. Все исследования проводили на поперечных шлифах образцов.

Для оценки прочности при изгибе синтезированных композитных материалов были проведены испытания на трехточечный изгиб с использованием машины для растяжения Al-7000M (GOTECH, Тайвань). Для механических испытаний были подготовлены прямоугольные балки с размерами 18 × 2 × 1.7 мм. Расстояние между опорами составляло 16 мм, скорость перемещения траверсы 0.1 мм/мин. Приведенные значения рассчитывали по пяти и более испытаниям образцов. Все расчеты проводили в соответствии со стандартом ГОСТ Р 56810-2015 для испытаний на трехточечный изгиб.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

На первом этапе был проведен анализ дифрактограмм прекерамической бумаги и полученного композита Ta/TAC (рис. 1). В прекерамической бумаге, используемой в качестве исходного сырья, содержатся кристаллические фазы TAC (90 об. %) с гексагональной плотноупакованной решеткой, кубическая фаза TiC (7 об. %) и α-Al2O3 (3 об. %) c ромбоэдрической структурой, а также аморфная фаза органических волокон целлюлозы. При спекании фольг Ta и прекерамических бумаг был получен композит, представленный кубической фазой Ta, соответствующей металлическим слоям, и фазами TAC, TiC, α-Al2O3, соответствующими керамическим слоям. Соответственно, в керамических слоях композита присутствуют те же кристаллические фазы, что и в исходном сырье. Более того, в синтезированном композите не наблюдается аморфная фаза органических волокон, поскольку в процессе спекания прекерамических бумаг они термически разлагаются преимущественно с выделением углерода и газообразных продуктов (CO, CO2) [27]. Также стоит отметить, что отношение содержания MAX-фазы к TiC уменьшается в сравнении с исходной прекерамической бумагой, что обусловлено частичным разложением TAC до TiC в процессе спекания прекерамических бумаг [28] и образованием реакционного слоя на границе керамика–металл.

 

Рис. 1. Дифрактограммы прекерамической бумаги (1) и поперечного сечения спеченного ламинированного композита Ta/TAC–TiC (2).

 

На следующем этапе было проанализировано РЭМ-изображение поперечного сечения полученного композита Ta/TAC (рис. 2). В результате спекания сформировалась плотная слоистая микроструктура с чередующимися слоями керамики на основе TAC толщиной 103 ± 3 мкм, и слоями Ta толщиной 62.9 ± 0.6 мкм (без учета реакционного слоя). Хорошо видно, что на границе слоев сформировался реакционный слой толщиной 12.9 ± 0.9 мкм (рис. 3). В сравнении с ранее полученными ламинированными композитами Nb/Ti3Al(Si)C2–TiC [22] толщина реакционного слоя уменьшилась на ~30%, что свидетельствует о том, что в процессе спекания слои Ta меньше вступают в реакцию с прекерамической бумагой, чем слои Nb.

 

Рис. 2. РЭМ-изображение поперечного сечения ламинированного композита Ta/TAC–TiC. РС — реакционный слой.

 

Рис. 3. РЭМ-изображение и соответствующие карты распределения элементов реакционного слоя.

 

Анализ состава реакционного слоя методом энергодисперсионной спектроскопии (рис. 3, табл. 1) показал, что он состоит преимущественно из Ta, Al, Si и небольшого количества примесного Fe. Присутствие Si в слое Ta обусловлено перекрытием их спектральных линий. Присутствие примеси железа связано с его использованием изготовителем для снижения температуры синтеза порошков MAX-фазы. На основе данных точечного анализа состава (табл. 1) предполагается, что реакционный слой имеет микроструктуру, состоящую из четырех основных слоев: I — (Ti,Ta)5Si3Сх; II — (Ta,Ti)5Si3Сх; III — Ta(Al,Fe)2 (темный контраст) + Ta5Si3 (светлый контраст); IV — Ta2Al + Ta2C.

 

Таблица 1. Состав различных слоев реакционного слоя

Слой

Элементное содержание, ат. %

Возможные фазы

Ta

Ti

Al

Si

C

Fe

I

7

30

5

23

34

1

(Ti,Ta)5Si3Cx

II

22

4

9

18

45

2

(Ta,Ti)5Si3Cx

III

23

–

30

–

40

7

Ta(Al,Fe)2

24

–

12

13

49

2

Ta(Al,Fe)2, Ta5Si3

IV

32

–

13

–

55

–

Ta2Al, Ta2C

 

На последнем этапе исследований анализировали результаты механических испытаний образцов на трехточечный изгиб (рис. 4). Предел прочности ламинированного композита Ta/TAC составил 430 ± 40 МПа. Он больше в сравнении с композитом Nb/TAC, предел прочности которого составляет ~350 ± 20 МПа [22]. Это связано с тем, что предел прочности чистого Ta выше, чем Nb [29]. Наличие слоев тантала оказывает значительное влияние на деформационное поведение полученного композита. Для сравнительного анализа на рис. 4 приведена кривая деформации композитной керамики TAC без металлических слоев. Кривая напряжение–деформация ламинированного композита Ta/TAC имеет характерный пик при максимальной нагрузке, указывающий на образование трещины во внешнем керамическом слое TAC, что приводит к его частичному разупрочнению. Однако при дальнейшей деформации не наблюдается полное разупрочнение (хрупкое разрушение) образца, как в случае керамических композитов TAC без металлических слоев тантала. Более того, кривая приобретает вид, характерный для пластически деформируемых материалов, за счет присутствия слоев пластичного Ta. Стоит обратить внимание на то, что предел прочности при изгибе Ta/TAC ниже, чем у монолитных образцов TAC (~520 МПа). Тем не менее наличие ламинированной металлокерамической структуры обеспечивает высокую работу разрушения и увеличение абсолютной деформации более чем в четыре раза.

 

Рис. 4. Деформационные кривые монолитного образца TAC (1) и ламинированного композита Ta/TAC–TiC (2).

 

Анализ поверхностей разрушения после испытаний на изгиб показал ступенчатое разрушение композита Ta/TAC (рис. 5а), сопровождающееся многократным растрескиванием реакционных и керамических слоев, а также образованием шеек в слоях Ta (рис. 5б) вследствие их пластической деформации под действием растягивающих напряжений. Такое поведение полученных ламинированных композитов можно объяснить тем, что керамические слои TAC демонстрируют хрупкое разрушение, в то время как слои Ta — вязкий механизм разрушения, что приводит к высокой относительной деформации композита Ta/TAC в сравнении с монолитным керамическим композитом TAC (рис. 5а). Также можно отметить, что при деформации ламинированного композита трещина распространяется путем повторного и многократного возникновения в следующих слоях TAC. На более детальном изображении области распространения трещины (рис. 5б) видно расслоение композита вдоль границы керамика–реакционный слой, что обусловлено присутствием хрупких силицидных фаз в этом слое вблизи слоя TAC. Как и в случае композита Nb/TAC [22], наличие большого количества границ раздела керамика–металл затрудняет распространение трещин из-за их разветвления и отклонения, а также расслоения слоев в композите Ta/TAC.

 

Рис. 5. РЭМ-изображения поперечного сечения поверхности разрушения (а) и области распространения трещины в ламинированном композите Ta/TAC–TiC (б).

 

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Были исследованы фазовый состав, микроструктура и механические свойства новых ламинированных композитов Ta/Ti3Al(Si)C2–TiC, полученных методом искрового спекания прекерамических бумаг на основе MAX-фазы Ti3Al(Si)C2 и фольг из тантала. На основе комплексного анализа микроструктуры и деформационного поведения композитов можно сделать следующие выводы.

Методом искрового плазменного спекания прекерамических бумаг на основе МАХ-фазы Ti3Al(Si)C2 и фольг из тантала получены плотные слоистые композиты, состоящие из металлических слоев Ta толщиной ~63 мкм и керамических слоев на основе Ti3Al(Si)C2 и TiC толщиной ~103 мкм.

При температуре спекания 1250°С в течение 5 мин на границах раздела керамических и металлических слоев формируются реакционные слои толщиной ~13 мкм, состоящие из интерметаллических соединений Ta–Al различной стехиометрии и силицидов титана и тантала. Образование реакционных слоев объясняется взаимной диффузией Ta и элементов MAX-фазы (преимущественно Al и Si) в процессе спекания.

Полученные композиты демонстрируют вязкий механизм разрушения с пределом прочности на изгиб ~430 МПа и большей абсолютной деформацией в сравнении с керамическим композитом без слоев Ta (более чем в четыре раза). Последнее связано с увеличением сопротивления распространению трещин границами раздела керамика–металл путем разветвления, отклонения трещин и частичного расслоения композита, а также с пластической деформацией слоев тантала.

ФИНАНСИРОВАНИЕ РАБОТЫ

Работа выполнена при поддержке Российского научного фонда (проект № 23-19-00109).

КОНФЛИКТ ИНТЕРЕСОВ

Авторы данной работы заявляют, что у них нет конфликта интересов.

×

Авторлар туралы

A. Abdulmenova

National Research Tomsk Polytechnic University

Хат алмасуға жауапты Автор.
Email: ava75@tpu.ru
Ресей, Tomsk, 634050

E. Kashkarov

National Research Tomsk Polytechnic University

Email: egor_kashkarov@mail.ru
Ресей, Tomsk, 634050

D. Krotkevich

National Research Tomsk Polytechnic University

Email: ava75@tpu.ru
Ресей, Tomsk, 634050

N. Travitzky

Friedrich-Alexander-Universitat Erlangen–Nürnberg

Email: ava75@tpu.ru

Department of Materials Science, Glass and Ceramics

Германия, Erlangen, 91054

Әдебиет тізімі

  1. Medvedovski E. // Wear. 2001. V. 249. № 9. P. 821. https://doi.org/10.1016/S0043-1648(01)00820-1
  2. Joshua P. // Mechanical Properties of Ceramics. Canada: Springer, 2014. P. 782. https://doi.org/10.1007/978-3-319-04492-7
  3. Munz D., Fett T. // Ceramics: Mechanical Properties, Failure Behaviour, Materials Selection. New York: Springer, 1999. P. 299. https://doi.org/10.1007/978-3-642-58407-7
  4. Shvydyuk K.O., Nunes-Pereira J., Rodrigues F.F., Silva A.P. // Ceramics. 2023. V. 6. P. 195. https://doi.org/10.3390/ceramics6010012
  5. Cramer C.L., Ionescu E., Graczyk-Zajac M., Nelson A.T., Katoh Y., Haslam J.J., Wondraczek L., Aguirre T.G., LeBlanc S., Wang H., Masoudi M., Tegeler E., Riedel R., Colombo R., Minary-Jolandan M. // J. Eur. Ceram. Soc. 2022. V. 42. № 7. P. 3049. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2022.01.058
  6. Chen X., Bei G. // Materials. 2017. V. 10. P. 366. https://doi.org/10.3390/ma10040366
  7. Sun Z.M. // Int. Mater. Rev. 2011. V. 56. № 3. P. 143. https://doi.org/10.1179/1743280410Y.0000000001
  8. Eklund P., Beckers M., Jansson U., Högberg H., Hultman L. // Thin Solid Films. 2010. V. 518. № 8. P. 1851. https://doi.org/10.1016/j.tsf.2009.07.184
  9. Lei X., Lin N. // Crit. Rev. Solid State Mater. Sci. 2022. V. 47. № 5. P. 736. https://doi.org/10.1080/10408436.2021.1966384
  10. Barsoum M.W., Radovic M. // Annu. Rev. 2011. V. 41. P. 195. https://doi.org/10.1146/annurev-matsci-062910100448
  11. Hadi M.A. // J. Phys. Chem. Solids. 2020. V. 138. P. 109275. https://doi.org/10.1016/j.jpcs.2019.109275
  12. Gonzalez-Julian J. // J. Am. Ceram. Soc. 2021. V. 104. № 2. P. 659. https://doi.org/10.1111/jace.17544
  13. Basu S., Obando N., Gowdy A., Karaman I., Radovic M. // J. Electrochem. Soc. 2011. V. 159. № 2. P. 90. https://doi.org/10.1149/2.052202jes
  14. Li X., Xie X., Gonzalez-Julian J., Malzbender J., Yang R. // J. Eur. Ceram. Soc. 2020. V. 40. № 15. P. 5258. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2020.07.043
  15. Сорокин О.Ю., Кузнецов Б.Ю., Лунегова Ю.В., Ерасов В.С. // Композиционные материалы. 2020. Т. 88. № 4–5. С. 42. https://doi.org/10.18577/2307-6046-2020-0-45-42-53
  16. Xie X., Yang R., Cui Y., Jia Q., Bai C. // J. Mater. Sci. Technol. 2020. V. 38. P. 86. https://doi.org/10.1016/j.jmst.2019.05.070
  17. Luo Y.M., Li S.Q., Chen J., Wang R.G., Li J.Q., Pan W. // J. Am. Ceram. Soc. 2002. V. 85. № 12. P. 3099. https://doi.org/10.1111/j.1151-2916.2002.tb00589.x
  18. Lagos M.A., Pellegrini C., Agote I., Azurmendi N., Barcena J., Parco M., Silvestroni L., Zoli L., Sciti D. // J. Eur. Ceram. Soc. 2019. V. 39. № 9. P. 2824. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2019.03.037
  19. He G., Xu J., Zhang Z., Qian Y., Zuo J., Li M., Liu C. // Mater. Sci. Eng. A. 2021. V. 827. P. 142069. https://doi.org/10.1016/j.msea.2021.142069
  20. Ashby M.F., Cebon D. // J. Phys. IV France. 1993. V. 3. № 7. P. 1. https://doi.org/10.1051/jp4:1993701
  21. Wu C., Wang Z., Li Q., Shi G. // J. Asian Ceram. Soc. 2014. V. 2. № 4. P. 322. https://doi.org/10.1016/j.jascer.2014.07.007
  22. Kashkarov E.B., Krotkevich D.G., Abdulmenova A.V., Ivashutenko A.S., Perevislov S.N., Lider A.M., Travitzky N. // Materialia. 2023. V. 27. P. 101673. https://doi.org/10.1016/j.mtla.2023.101673
  23. Kashkarov E.B., Abdulmenova A.V., Pushilina N.S., Syrtanov M.S., Mingazova Y.R., Nassyrbayev A., Krotkevich D.G., Travitzky N.A. // J. Alloys Compd. 2024. V. 982. P. 173848. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2024.173848
  24. Chen W.S., Ho H.J., Lin K.Y. // Materials. 2019. V. 12. P. 1220. https://doi.org/10.3390/ma12081220
  25. Laing M. // J. Chem. Educ. 2001. V. 78. № 8. P. 1054. https://doi.org/10.1021/ed078p1054
  26. Lunk H.J., Hartl H. // ChemTexts. 2019. V. 5. № 3. P. 1. https://doi.org/10.1007/s40828-019-0088-1
  27. Krotkevich D.G., Kashkarov E.B., Syrtanov M.S., Murashkina T.L., Lider A.M., Schmiedeke S., Travitzky N. // Ceram. Int. 2021. V. 47. № 9. P. 12221. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2021.01.070
  28. Sun X., Han W., Liu Q., Hu P., Hong C. // Mater. Des. 2010. V. 31. № 9. P. 4427.
  29. Knabl W., Leichtfried G., Stickler R. // Refractory Metals and Refractory Metal Alloys. Switzerland: Springer Nature, 2018. P. 307. https://doi.org/10.1007/978-3-319-69743-7

Қосымша файлдар

Қосымша файлдар
Әрекет
1. JATS XML
Жүктеу
2. Fig. 1. Diffraction patterns of pre-ceramic paper (1) and the cross-section of the sintered laminated Ta/TAC–TiC composite (2).

Жүктеу (18KB)
Метадеректер
3. Fig. 2. SEM image of the cross-section of the laminated Ta/TAC–TiC composite. RS – reaction layer.

Жүктеу (24KB)
Метадеректер
4. Fig. 3. SEM image and corresponding distribution maps of reaction layer elements.

Жүктеу (57KB)
Метадеректер
5. Fig. 4. Stress-strain curves of a monolithic TAC sample (1) and a laminated Ta/TAC–TiC composite (2).

Жүктеу (14KB)
Метадеректер
6. Fig. 5. SEM images of the cross-section of the fracture surface (a) and the crack propagation region in the laminated Ta/TAC–TiC composite (b).

Жүктеу (40KB)
Метадеректер

© Russian Academy of Sciences, 2024

Согласие на обработку персональных данных с помощью сервиса «Яндекс.Метрика»

1. Я (далее – «Пользователь» или «Субъект персональных данных»), осуществляя использование сайта https://journals.rcsi.science/ (далее – «Сайт»), подтверждая свою полную дееспособность даю согласие на обработку персональных данных с использованием средств автоматизации Оператору - федеральному государственному бюджетному учреждению «Российский центр научной информации» (РЦНИ), далее – «Оператор», расположенному по адресу: 119991, г. Москва, Ленинский просп., д.32А, со следующими условиями.

2. Категории обрабатываемых данных: файлы «cookies» (куки-файлы). Файлы «cookie» – это небольшой текстовый файл, который веб-сервер может хранить в браузере Пользователя. Данные файлы веб-сервер загружает на устройство Пользователя при посещении им Сайта. При каждом следующем посещении Пользователем Сайта «cookie» файлы отправляются на Сайт Оператора. Данные файлы позволяют Сайту распознавать устройство Пользователя. Содержимое такого файла может как относиться, так и не относиться к персональным данным, в зависимости от того, содержит ли такой файл персональные данные или содержит обезличенные технические данные.

3. Цель обработки персональных данных: анализ пользовательской активности с помощью сервиса «Яндекс.Метрика».

4. Категории субъектов персональных данных: все Пользователи Сайта, которые дали согласие на обработку файлов «cookie».

5. Способы обработки: сбор, запись, систематизация, накопление, хранение, уточнение (обновление, изменение), извлечение, использование, передача (доступ, предоставление), блокирование, удаление, уничтожение персональных данных.

6. Срок обработки и хранения: до получения от Субъекта персональных данных требования о прекращении обработки/отзыва согласия.

7. Способ отзыва: заявление об отзыве в письменном виде путём его направления на адрес электронной почты Оператора: info@rcsi.science или путем письменного обращения по юридическому адресу: 119991, г. Москва, Ленинский просп., д.32А

8. Субъект персональных данных вправе запретить своему оборудованию прием этих данных или ограничить прием этих данных. При отказе от получения таких данных или при ограничении приема данных некоторые функции Сайта могут работать некорректно. Субъект персональных данных обязуется сам настроить свое оборудование таким способом, чтобы оно обеспечивало адекватный его желаниям режим работы и уровень защиты данных файлов «cookie», Оператор не предоставляет технологических и правовых консультаций на темы подобного характера.

9. Порядок уничтожения персональных данных при достижении цели их обработки или при наступлении иных законных оснований определяется Оператором в соответствии с законодательством Российской Федерации.

10. Я согласен/согласна квалифицировать в качестве своей простой электронной подписи под настоящим Согласием и под Политикой обработки персональных данных выполнение мною следующего действия на сайте: https://journals.rcsi.science/ нажатие мною на интерфейсе с текстом: «Сайт использует сервис «Яндекс.Метрика» (который использует файлы «cookie») на элемент с текстом «Принять и продолжить».