Механизмы, кинетика и термодинамика механического сплавления в системах железа с SP-элементами

• Автор: Дорофеев, Геннадий Алексеевич
• Шифр специальности: 01.04.07
• Научная степень: Докторская
• Год защиты: 2006
• Место защиты: Ижевск
• Количество страниц: 324 с. : ил.

ГЛАВА 1. СОВРЕМЕННЫЕ ПРЕДСТАВЛЕНИЯ О ПРОЦЕССАХ В ТВЕРДЫХ ТЕЛАХ В УСЛОВИЯХ ИНТЕНСИВНЫХ МЕХАНИЧЕСКИХ ВОЗДЕЙСТВИЙ
1.1. Структура металлов при экстремальных механических воздействиях
1.1.1. Формирование нанокристаллического состояния при интенсивной пластической деформации. Предельная величина зерна
1.1.2. Структура границ зерен нанокристаллических материалов
1.1.2.1. Экспериментальные исследования и модели границ
1.1.2.2. Мёссбауэровский спектр нанокристаллического железа
1.2. Механическое измельчение равновесных сплавов
1.3. Механическое сплавление чистых компонентов
1.3.1. Эволюция структуры смеси при механическом сплавлении
1.3.2. Термодинамические стимулы деформационного атомного перемешивания
1.3.3. Механизмы деформационного атомного перемешивания
1.3.4. Кинетика твердофазных реакций при механическом сплавлении
1.4. Выводы к главе
ГЛАВА 2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЙ
2.1. Исходные материалы для исследований
2.2. Обоснование условий обработки (энергонапряженность, температурный
режим и материал измельчающих тел шаровой планетарной мельницы)
2.3. Условия обработки, принятые в работе
2.4. Методы исследований
2.4.1. Рентгеновская дифракция
2.4.1.1. Развитие метода определения размеров кристаллитов
и величины микроискажений кристаллической решетки
2.4.1.2. Метод повышения углового разрешения дифрактограмм
2.4.2. Мёссбауэровская спектроскопия
2.4.2.1. Восстановление функций распределения сверхтонких параметров
из мёссбауэровских спектров
2.4.2.2. Многопараметрическая подгонка мессбауэровских спектров
2.4.2.3. Фазовый анализ с применением мёссбауэровской спектроскопии
2.4.3. Особенности применения дифференциального термического анализа,
СОДЕРЖАНИЕ З
определения химического состава, электронной микроскопии
2.5. Термодинамическое моделирование
2.5.1. Моделирование энтальпии образования твердых фаз (модель
Миедемы)
2.5.2. Моделирование энергетического вклада границ раздела (развитие
модели Миедемы)
2.5.2.1. Простейшая структурная модель нанокомпозита
2.5.2.2. Детализация структурной модели
2.5.2.3. Энтальпия когерентных и некогерентных межфазных границ
2.6. Выводы к главе
ГЛАВА 3. СТРУКТУРА НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО ЧИСТОГО ЖЕЛЕЗА,
ПОЛУЧЕННОГО МЕХАНИЧЕСКИМ ИЗМЕЛЬЧЕНИЕМ В СРЕДЕ АРГОНА
3.1. Контроль уровня загрязнения в процессе механического измельчения
3.2. Субструктура нанокристаллического железа
3.3. Влияние различных факторов на сверхтонкие взаимодействия и магнитные свойства нанокристаллического железа
3.4. Выводы к главе
ГЛАВА 4. НЕРАВНОВЕСНЫЕ СТРУКТУРЫ СИСТЕМ Ее - БР-ЭЛЕМЕНТ
ПОСЛЕ МЕХАНИЧЕСКОГО СПЛАВЛЕНИЯ. ТЕРМОДИНАМИКА ТВЕРДОФАЗНЫХ РЕАКЦИЙ
4.1. Системы с отсутствием растворимости и возможностью формирования
фаз внедрения (соотношение атомных радиусов Лм « Иге (М = С, В))
4.1.1. Система Ее-С
4.1.2. Система Ре-В
4.2. Системы с ограниченной и широкой концентрационными областями растворимости и наличием интерметаллидных фаз (соотношение атомных
радиусов Ям 5; Яре (М = Бп, Бі, А1, ве))
4.2.1. Система Ре-Бп
4.2.1.1. Структура после механического сплавления
4.2.1.2. Термодинамика образования пересыщенного твердого раствора
4.2.2. Система Ре-Бі
4.2.2.1. Структура после механического сплавления
4.2.2.2. Термодинамика образования пересыщенного твердого раствора

4.2.3. Системы Fe-Al и Fe-Ge
4.3. Несмешивающиеся системы
(соотношение атомных радиусов R.M»RFe(M=Mg,Pb))
4.3.1. Система Fe-Mg
4.3.1.1. Структура и свойства после механического сплавления
4.3.1.2. Термодинамика и механизмы механического сплавления
4.3.2. Система Fe-Pb
4.4. Выводы к главе
ГЛАВА 5. КИНЕТИКА И АТОМНЫЕ МЕХАНИЗМЫ МЕХАНИЧЕСКОГО
СПЛАВЛЕНИЯ В СИСТЕМАХ Fe - SP-ЭЛЕМЕНТ
5.1. Системы с отсутствием растворимости и возможностью формирования фаз внедрения (соотношение атомных радиусов Rm « Rfc (М = С, В))
5.1.1. Система Fe-C
5.1.2. Система Fe-B
5.2. Системы с широкой концентрационной областью твердых растворов (соотношение атомных радиусов Rm ~ Rfc (М = Si, Al, Ge))
5.2.1. Система Fe-Si
5.2.2. Система Fe-Al
5.2.3. Система Fe-Ge
5.3. Системы с ограниченной и отсутствующей растворимостью компонентов (соотношение атомных радиусов Rm » Rfc (М = Sn, Mg, Pb))
5.3.1. Система Fe-Sn
5.3.2. Система Fe-Mg
5.3.3. Система Fe-Pb
5.4. Сравнительный анализ кинетики и атомных механизмов механического сплавления в системах Fe - sp-элемент
5.4.1. Кинетика образования сегрегаций, аморфных фаз, фаз внедрения (системы Fe-C, Fe-B)
5.4.1.1. Зернограничные сегрегации углерода и бора
5.4.1.2. Образование аморфных фаз
5.4.1.3. Формирование кристаллических фаз внедрения
5.4.2. Сравнительный анализ кинетики образования фаз в системах Fe-M
(М = С, В, Si, Al, Ge, Mg, Sn, Pb) при механическом сплавлении
5.4.2.1. Влияние содержания sp-элемента на кинетику механического
1.2. Механическое измельчение равновесных сплавов

Первая модель подтверждается тем, что действительно концентрация межузельных атомов углерода в феррите остается неизменной в процессе растворения цементита. А это означает, что избыточный углерод располагается на дислокациях и границах зерен феррита. Вторая модель обосновывается термодинамическими расчетами, а также данными ПЭМВР, согласно которым толщина цементитных пластин при волочении проволоки уменьшается до единиц нм. При МИ перлитной структуры возникает нанокомпозит а-Де/цементит, размер кристаллитов в котором менее 10 нм. В этом случае в нанозерне, как показано во многих работах (см. п. 1.1.1), почти нет дислокаций, а пластическая деформация происходит преимущественно путем проскальзывания по границам зерен. Поэтому дислокационное растворение фаз в нанокомпозитах при деформации представляется маловероятным.
Важно отметить, что часто конечные состояния после МИ и МС материалов одинакового химического состава являются теми же самыми, несмотря на то, что пути достижения этих состояний различны. Но существуют металлические системы, которые дают разные конечные продукты при МИ и МС. Так измельчение интерметаллидов ЫЬзА1, N1381, №38112, Т1812 и др. приводит к образованию кристаллических твердых растворов или метастабильных интерметаллидов, в то время как МС бинарных смесей чистых металлов с тем же самым стехиометрических соотношением компонентов приводит к полной аморфизации [1]. Различны также термодинамические движущие силы процессов при МИ и МС, поскольку в первом случае стартовым состоянием является равновесная фаза, а во втором - механическая смесь порошков чистых элементов. Поэтому получение одного и того же конечного состояния сплавов одинакового химического состава при МИ и МС вовсе не является термодинамически обусловленным. Причины сходства или различия конечных продуктов до конца не ясны.
Таким образом, МИ - эффективный способ получения неравновесных состояний в сплавах, приготовленных обычным металлургическим способом. Превращения при МИ происходят путем твердофазных реакций. Несмотря на большое количество опубликованных работ, посвященных изучению МИ, до конца остается не выясненным ряд вопросов. Не ясны действительные механизмы деформационно-индуцированного растворения фаз в многофазных сплавах. Эта проблема кроме чисто научного интереса, имеет большую важность для практики, в первую очередь с точки зрения стабильности структуры и свойств материалов в процессе эксплуатации. Для решения этой проблемы в качестве способа воздействия может быть эффективно использовано шаровое измельчение. Не получен также ответ на вопрос, какие факторы являются определяющими в формировании конечного продукта при МИ в сравнении с таковыми при МС тех же самых систем. Для изучения этого