Механохимический синтез алюминидов никеля с добавками переходных металлов : Ti, Nb, Mo

• Автор: Блинов, Алексей Михайлович
• Шифр специальности: 01.04.07
• Научная степень: Кандидатская
• Год защиты: 2003
• Место защиты: Москва
• Количество страниц: 140 с.

Содержание
ВВЕДЕНИЕ

1. АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ

1.1. Общие представления о механохимическом синтезе

1.2. Фазообразование, структурные особенности, стабильность и термодинамика в системе №-А1

1.2.1. Равновесное состояние

1.2.2. Неравновесное состояние, достигнутое в процессе механического сплавления и механической активации
1.3. Влияние легирования на стабильность и свойства интерметаллических соединений №А1 и №3А1

1.3.1. Экспериментальные результаты легирования

1.3.2 Расчетные методы в прогнозировании свойств интерметаллических соединений

1.3.3. Результаты расчетов “из первых принципов” и на основе различных полуэмпирических моделей
2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЙ
2.1. Исходные материалы и приготовление смесей для проведения МС
2.2. Механохимическая обработка материалов в вибрационной 39 шаровой мельнице
2. 3. Рентгеноструктурный анализ образцов
2.4. Дифференциальная сканирующая калориметрия
2.5. Отжиг образцов
3. ИЗМЕНЕНИЕ ФАЗОВОГО СОСТАВА, СТРУКТУРЫ И СУБСТРУКТУРЫ ИССЛЕДУЕМЫХ ПОРОШКОВЫХ МАТЕРИАЛОВ В СИСТЕМЕ №-А1 ПРИ МС
3.1. Фазообразование при МС
3.2. Термодинамический анализ
4. ИЗМЕНЕНИЕ ФАЗОВОГО СОСТАВА, СТРУКТУРЫ И СУБСТРУКТУРЫ ИССЛЕДУЕМЫХ ПОРОШКОВЫХ МАТЕРИАЛОВ В СИСТЕМЕ №-А1-Х ПРИМС .
4.1. Синтез В2 фаз при МС смесей порошков составов Ni5oAl45X5, Ni47.5Al47.5X5 и Ni45Al50X5, где Х= Mo, Ti, Nb
4.1.1. Ni5oAl45Mo5 и Ni45Al5oMo5
4.1.2. NisoAWTis, Ni45Al5oTi5 и Ni47.5Al47.5Ti5
4.1.3. Ni50Al45Nb5, Ni45Al5oNb5H Ni47 5AI47 sNbj
4.1.4. Анализ структуры B2 фаз, образовавшихся в результате МС, а
также подвергнутых после МС нагреванию в ДСК
4.2. Синтез пересыщенных твердых растворов №(А1,Х) при МС смесей порошков Ni75Al2oX5, Ni7iAl24X5 и Ni7oAl25X5, где Х= Mo, Ti, Nb. и их упорядочение при нагреве
4.2.1. Ni75Al20Mo5 и NiyoAl25Mo5
4.2.2. Ni75Al20Tij, Ni7]Al24Ti5 и Ni7oAl25Ti5
4.2.3. Ni75Al20Nb5, Ni71Al24Nb5 и Ni7oAl25Nb5
4.2.4. Формирование пересыщенного твердого раствора Ni(Al, X), где X=Ti, Mo, Nb, в процессе МС и упорядоченного интеметаллида Ni3Al-X при нагреве
ВЫВОДЫ
СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННЫХ ИСТОЧНИКОВ

ВВЕДЕНИЕ
С 70-х годов XX века в исследовательской практике с целью получения метастабильных структур, таких как пересыщенные твердые растворы, нанокриеталлические, аморфные и квазикристаллические фазы стали активно применяться экстремальные методы воздействия на металлические материалы. К этим методам относят закалку из жидкого состояния, газофазное напыление, ионное облучение, ионное перемешивание, различные механические воздействия, среди которых широкое распространение получило механическое сплавление (МС). Во второй половине 60-х годов помол в высокоэнергетических шаровых мельницах был впервые использован для получения дисперсноупрочненных никелевых сплавов из смеси исходных чистых металлов и оксидов (Бенджамин, лаборатория INCO). При этом было обнаружено такое явление, как перемешивание металлов на атомарном уровне, приводящее к образованию сплавов, которое получило название "механическое сплавление" (mechanical alloying). В начале 80-х Ермаковым и Кохом, при механоактивации интерметаллидов, а немного позднее и при МС порошковых смесей металлов, были получены аморфные сплавы. На этом этапе развития метод МС получил особенно широкое распространение. В конце 80-х метод МС стали использовать для получения нанокрисгаллических фаз. С 1989 г. посредством МС синтезируют квазикристаллические фазы. С начала 90-х проведено получение пересыщенных твердых растворов при МС смесей чистых компонентов для многих двойных систем. Кроме того, шаровой помол применяют с целью изменения структуры и микроструктуры интерметаллидов^ механохимического синтеза.
При использовании МС сплавы образуются в результате обработки металлических порошков как правило в шаровых мельницах. Было установлено, что при механической обработке металлических порошковых смесей происходит взаимопроникновение разнородных атомов, которое вызывает как изменение деформационных свойств, так и развитие химических реакций. Этот процесс является двухстадийным. На первой стадии происходит измельчение зерен. Вторая стадия связана с накоплением дефектов в кристаллической решетке и релаксации накопленной в границах зерен и дефектах решетки энергии посредством диффузионных процессов или взрывных реакций. Что касается результатов
Для прогнозирования предпочтительной подрешетки используют различные методы.
В [131] для анализа поведения элементов замещения в у' фазе (№3А1), на равновесной фазовой границе у'/у, равновесного коэффициента распределения, температуры перехода порядок-беспорядок метастабильной у' фазы в у и постоянной решетки для 11 тройных систем М-А1-Х (Х=Тт Сг, Мп, Ре, Со, Си, N1). Мо, НС Та и ’\0 применялся метод СУМ - кластерный вариационный метод с парным потенциалом Леннарда - Джонса. Величины потенциальных параметров были определены заранее на основе термохимических данных - из энтальпий и данных о постоянных решетки металлов, двойных сплавов и соединений. Для систем в которых отсутствовали экспериментальные данные, использовались данные, рассчитанные из эмпирические законов. На основании полученных результатов в [128] были сделаны следующие выводы:
1. Элементы замещения в у' можно классифицировать на три группы. Элементы, сила взаимодействия которых с № и А1 примерно одинакова по величине, предпочтительно замещают места в никелевой подрешетке. (Тип 1, Со и Си). Элементы сильнее взаимодействующие с никелем, чем с алюминием почти полностью замещают места в алюминиевой подрешетке (Тип 2, Тд N6, Мо, НС Та, У). Другие элементы, для которых разница величин взаимодействия с никелем и алюминием имеет промежуточные значения, в предпочтении мест демонстрируют зависимость от состава у' фазы (Тип 3, Сг, Мп и Ре); они замещают алюминий, когда сумма концентраций А1 и X меньше стехиометрической и начинают входить в никелевую подрешетку, когда сумма двух концентраций превышает стехометрическую. Для Ре и Сг в [128] полученные результаты хорошо согласуются с другими результатами, полученными методами АЬСНЕМ1 и Мессбауэровской спектроскопии.
2. Направление двухфазной области у'+у на изотермическом разрезе тройной равновесной диаграммы зависит от особенностей замещения. Элементы типа 1 соответствуют двухфазной области, параллельной оси №-Х на изотермическом разрезе тройной фазовой диаграммы, элементы типа 2 - области, параллельной оси А1-Х. Направление двухфазной области в случае элементов типа 3 занимает промежуточное положение между направлениями осей №-Х и А1-Х, но обычно