Трансформация структуры и физико-механических свойств кристаллических и аморфных сплавов систем Nd(Pr)-Fe-B и Ti-Ni, при воздействии интенсивной пластической деформации

• Автор: Гундеров, Дмитрий Валерьевич
• Шифр специальности: 01.04.07
• Научная степень: Докторская
• Год защиты: 2010
• Место защиты: Уфа
• Количество страниц: 278 с. : ил.

Содержание
Введение
Глава 1. Трансформация структуры в интерметаллидных сплавах системы Ш(Рг)-Ре-В в процессе интенсивной пластической деформации кручением и последующих отжигов
1.1. Изменение структурно-фазового состояния сплавов Ис1(Рг)-Ге-В при ИПДК и отжигах по данным РСА
1.2. Изменение фазового состава сплавов Ш(Рг)-Бе-В при воздействии ИПДК и последующих нагревов по данным термомагнитного анализа
1.3. Трансформация микроструктуры сплавов Ис1(Рг)-Ре-В при ИПДК и отжигах по данным просвечивающей электронной микроскопии
Выводы по главе 1.
Глава 2. Эволюция магнитных гистерезисных свойств КЗ сплавов РМ(Рг)-Ге-В при ИПД и отжигах
2.1. Магнитные гистерсзисные свойства сплавов, подвергнутых ИПДК
2.2. Изменение гистерезисных свойств подвергнутых ИПДК сплавов в результате отжигов
2.3. Связь магнитных гистерезисных свойств с изменениями структуры сплавов Ш(Рг)-Бе-В при ИПД и отжигах
2.4 Получение магнитов Ш(Рг)-Ре-В с использованием метода РКУП и перспективы их применения Выводы по главе
Глава 3. Влияние ИПД на структуру и свойства исходно аморфных быстрозакаленных сплавов Ш-йе-В
3.1. Изменения структуры и магнитных свойств быстрозакаленного аморфизированного сплава ШпБебгВб при действии ИПДК и последующего отжига
3.2. Воздействие ИПДК и последующего отжига на структуру БЗС ШдГевбВб
3.3. Взаимосвязь структуры и магнитных гистерезисных свойств БЗС ИсЬРс^Вб, подвергнутых ИПДК и последующим отжигам
3.4. Анализ особенностей фазовых превращений при ИПДК сплавов Ш-Бе-В в различном исходном состоянии
Выводы главы

Глава 4. Микроструктура, механические свойства и фазовые превращения в сплавах 'П-№, подвергнутых интенсивной пластической деформации кручением иод давлением
4.1 Микроструктура сплавов Т1-№, подвергнутых ИПДК
4.2 Эволюция микроструктуры при отжигах подвергнутых ИПДК сплавов Т1-№
4.3 Механические свойства НК сплавов Т1-№, подвергнутых ИПДК и отжигам
4.4 Формирование структуры и свойств сплава Т1-№ при воздействии теплой интенсивной пластической деформации кручением под высоким давлением
4.5 Мартенситные превращения при охлаждении в нанокристаллических сплавах Тл-№, полученных ИПДК и отжигами
4.6 Влияние ИПДК и отжигов на структуру быстрозакаленного аморфного сплава ТьМ-Си
4.7. Некоторые закономерности аморфизации и нанокристаллизации при ИПД кристаллических и аморфных сплавов Выводы главы
Глава 5. Структура и свойства объемных наноструктурных образцов сплавов 'П-№ и их перспективы для практического применения
5.1 Влияние РКУП на структуру и свойства сплавов ТьМ
5.2 Микроструктурные аспекты повышенной прочности и пластичности УМЗ сплава Т1-№
5.3 Получение наноструктурных сплавов Тл-№ комбинированной обработкой РКУП с последующей прокаткой
5.4 Получение длинномерных изделий из сплавов Т1-М с УМЗ структурой с использованием кузнечной вытяжки
5.5 Практическое применение наноструктурных сплавов никелида титана Выводы по диссертации
Список литературы

Введение
В современном физическом материаловедении большую научную и практическую значимость имеют , функциональные материалы, т.е. материалы, обладающие специфическими физическими свойствами, используемыми для практических применений. В большинстве случаев функциональные материалы создаются на основе интерметаллидных соединений - соединений в многокомпонентных системах металлов с металлами и неметаллами, имеющих структуру, отличающуюся от структуры образующих их компонентов или твердых растворов на их основе. Некоторым из огромного числа интерметаллидных соединений присущи те или иные специфические свойства кристаллической решетки или специфжческие фазовые превращения, обеспечивающие возможность создания на их основе функциональных материалов с требуемыми свойствами. Важными классами функциональных материалов являются в частности магнитотвердые магнитные материалы и сплавы с памятью формы. Наиболее перспективными и активно применяемыми представителями данных материалов являются соответственно сплавы системы 11-Ре-В (где II - редкоземельные элементы N6, Рг) и сплавы системы Ть№.
Сплавы систем И-Ре-В с основной фазой ВгРеыВ имеют огромное научное и практическое значение как материалы, из которых промышленно изготавливаются постоянные магниты с наиболее высокими характеристиками [1- 8]. Рекордные свойства сплавов Я-Ре-В обусловлены уникальным сочетанием высоких значений намагниченности насыщения и энергии магнитокристаллической анизотропии ферромагнитной фазы ЯгРеыВ (или Т-фазы). Можно отметить, что дальнейшее повышение магнитной энергии современных магнитов предполагается именно за счет развития магнитов на основе системы Я-Ре-В [8].
Сплавы никелида титана (Т1-М1), так же называемые нитинолом, широко применяются как материалы с эффектами памяти формы [9-12]. В группе функциональных материалов с ЭПФ сплавы на основе никелида титана обладают самыми высокими прочностными и пластическими свойствами, а так же наиболее высокими эффектами однократно и многократно обратимой памяти формы, псевдоэластичности, демпфирования [10,11].
В настоящее время традиционные пути повышения свойств сплавов Т1-№, 11-Ре-В, заключающиеся, например, в оптимизации химического состава, практически исчерпаны, и данная задача решается за счет совершенствования их структуры.

Ход кривой 2 в интервале температур 20-210 °С полностью совпадает с кривой 1, что указывает на отсутствие каких-либо превращений при нагреве до 210° С. Кривая 3, измеренная после предварительного нагрева до 400°С, также указывает на присутствие в образце аморфной фазы, однако, она проходит выше кривых 1 и 2. Разница в значениях ст (Да) между кривыми 2 и 3 неодинакова для различных интервалов температур. Значение Да достигает примерно 8 Ам2/кг в интервале 20 - 200 °С и составляет около 4 Ам2/кг при 200 - 400 °С. Это различие можно интерпретировать следующим образом. Поскольку Да составляет около 4 Ам2/кг при температуре выше 300°С, а ферромагнитной при этих температурах является только фаза а-Ре, то можно утверждать о повышении концентрации железа в образце примерно на 2% при его нагреве до 400 °С. Об увеличении количества а-Ре свидетельствуют не только количественные оценки, но и аномальное увеличение значений а на кривой 3 в интервале 400 - 550 °С. Эти факты изменения соотношения фаз при нагреве деформированного образца в области температуры 400 °С позволяют высказать предположение о явлении дополнительного распада Т-фазы с выделением а-Ре и аморфной фазы. Это явление будет подробнее обсуждено далее в связи с изменением магнитных гистерезисных свойств деформированного сплава Ш^йеиВб при отжиге. Ход кривой 4 на рис 1.11 свидетельствует о практически полном исчезновении аморфной фазы после нагрева образца до 590 °С, увеличении количества основной фазы до 80% и сохранении избыточного количества фазы а-Ре. Таким образом, аморфная фаза в деформированном сплаве ХбпРевгВб при реакции с а-Ре кристаллизуется в Т-фазу при температуре около 600 °С. Восстановить полностью фазовый состав исходного сплава не удалось и в этом случае.
Изменение вида температурных зависимостей а(Т) гомогенизированного сплава ШДюВу в результате воздействия ИПДК различной степени в целом совпадает с изменением хода кривых а(Т) для сплава ШпРеагВб [81]. Сплав ШдРеВ7 уже в исходном состоянии содержит около 20% фазы а-Ре. На кривых а(Т) удельный вклад основной и аморфной фаз в общую намагниченность оказывается малым на фоне вклада фазы а-Ре, что затрудняет количественный фазовый анализ по кривым а(Т). Уже в результате ИПДК п=2,5, 5 оборотов сплава ЫйдРеВ? на кривых а(Т) удельный вклад в общую намагниченность фазы а-Ре резко возрастает, а вклад Т-фазы сильно уменьшается, что позволяет говорить о ее быстром распаде при росте степени ИГГДК, по сравнению со сплавом ИсргРевгВб.