Разработка технологии получения и исследование структуры и свойств объемных металлических стекол, а также композитов на их основе Лузгин, Дмитрий Валентинович

Содержание к диссертации

Введение

1. Методы получения и исследования объемных металлических стекол ОМС .

2. Разработка составов объемных металлических стекол ОМС. с высокой стеклообразующей способностью и пористых ОМС .

2.1. ОМС .

2.2. ОМС обработанные флюсом.

2.3. Влияние скорости охлаждения на свойства ОМС

2.4. Пористые ОМС с порами закрытого типа.

2.5. Внутренние и внешние факторы, влияющие на СОС сплавов.

3. Исследование структуры металлических стекол с высокой стеклообразующей способностью .

3.1. Исследование структуры методами синхротронного рентгеновского излучения и электронной микроскопии высокого разрешения.

3.2. Исследование структурных изменений в металлической жидкости при охлаждении и стекловании, а также в металлических стеклах при нагреве и переходе в жидкое состояние методом синхротронного рентгеновского излучения .

4. Исследование тепловых, механических, магнитных свойств и коррозионной стойкости ОМС .

4.1. Исследование изменений тепловых свойств ОМС при нагреве.

4.2. Разработка пластичных ОМС.

4.3. Изучение процесса деформации ОМС. Показатель скоростной чувствительности.

4.4. Нанокристаллизация в полосах сдвига, как возможный механизм пластификации ОМС.

4.5. Особенности деформации ОМС при криогенных температурах.

4.6. Исследование процесса деформации суб-микроскопических образцов металлических стекол in situ в колонне просвечивающего электронного микроскопа.

4.7. Пластическая микроформовка металлических стекол при нагреве.

4.8. Исследование коррозионной стойкости ОМС на основе титана предлагаемого к использованию в качестве имплантанта.

4.9. Исследование магнитных свойств.

5. Изучение процессов кристаллизации металлических стекол (включая нанокристаллизацию) при нагреве и образования двухфазных аморфно-кристаллических образцов при охлаждении расплава .

5.1. Исследование процессов кристаллизации металлических стекол и ОМС.

5.2. Изучение процессов нанокристаллизации металлических стекол и расплавов .

5.3. Фазовое расслоение в жидкости предшествующее кристаллизации.

5.4. Получение наноквазикристаллов посредством кристаллизации металлических стекол и при охлаждении расплава.

5.5. Необычные процессы кристаллизации в металлических стеклах полученных из металла-основы невысокой чистоты.

5.6. Перитектические реакции с аморфной фазой.

5.7. Фазовые превращения при сварке стекловидных сплавов.

5.8. Исследование гетерогенного зарождения в ОМС для объяснения высокой плотности выделений при кристаллизации.

6. Изучение структуры и механических свойств композиционных материалов на основе ОМС .

6.1. Структурные исследования и механические свойства композитов со стекловидной матрицей.

6.2. Композиты на основе сР2 и ОМС, а также пластичность наведенная мартенситным превращением.

6.3. ОМС композит демонстрирующий сверхупругость.

6.4. Исследование механических свойств пористых ОМС.

7. Исследование ОМС, пористых ОМС и композитов, полученных спеканием порошков .

7.1. Получение ОМС методом искрового плазменного спекания аморфных порошков и исследование их механических свойств.

7.2. Получение композитов на основе ОМС методом искрового плазменного спекания и исследование их механических свойств .

7.3. Спекание порошковых пористых металлических аморфных материалов.

7.4. Использование микроволнового излучения для спекания образцов.

Выводы

• ОМС
• Исследование структурных изменений в металлической жидкости при охлаждении и стекловании, а также в металлических стеклах при нагреве и переходе в жидкое состояние методом синхротронного рентгеновского излучения
• Изучение процессов нанокристаллизации металлических стекол и расплавов
• Получение композитов на основе ОМС методом искрового плазменного спекания и исследование их механических свойств

Введение к работе

Актуальность работы

Возможности упрочнения металлических сплавов с кристаллической структурой близки к исчерпанию. В настоящее время значительные усилия исследователей дают лишь небольшой прирост прочностных свойств металлических сплавов. Для создания современного класса структурных и функциональных материалов требуются новые материалы, методы их получения и обработки. Благодаря наличию однородной аморфной структуры и отсутствию дефектов структуры, таких как дислокации, например, объемные металлические стекла (ОМС), демонстрируют высокий уровень механических свойств, значительно превосходящий уровень свойств, достигнутых на кристаллических сплавах, применяемых в настоящее время.

Объемные металлические стекла - это массивные металлические материалы, имеющие размер не менее 1 мм в каждом из 3-х пространственных измерений. ОМС имеют высокую механическую прочность. Например, значение условного предела текучести этих материалов, составляет от 0,7 до 5 ГПа в зависимости от базового элемента и состава сплава, что превосходит приблизительно в два раза по этому показателю соответствующие кристаллические сплавы на той же основе. Кроме высокой прочности, ОМС обладают высокой твердостью, износостойкостью, текучестью при нагреве выше температуры расстекловывания, хорошим качеством поверхности и т.д. Однако известные ОМС имеют серьезный недостаток - отсутствие пластичности при сжатии и растяжении, что делает их склонными к хрупкому разрушению. Как было показано в наших предварительных исследованиях, формирование композиционного материала, состоящего из аморфной и кристаллических фаз, является перспективным направлением, которое может позволить решить данную проблему с помощью использования положительных качеств обоих материалов – прочности металлического стекла и пластичности кристаллических фаз.

Цель и задачи работы

Целью работы является создание научных основ разработки состава и технологий получения ОМС, пористых ОМС и композитов на их основе для различных областей применения.

Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:

1. Разработать составы и методы получения ОМС систем с высокой стеклообразующей способностью (СОС), большой областью переохлажденной жидкости при нагреве и хорошей пластичностью при комнатной температуре. Необходимо было также создать ОМС на основе титана, не содержащие нежелательного для человеческого организма элемента никеля для использования в качестве имплантантов и разработать технологии получения пористых ОМС.

2. Установить особенности атомной структуры ОМС и ее изменений при охлаждении расплава и последующего нагрева стекловидной фазы, а также исследовать особенности перехода жидкостьстекло и стекложидкость в ОМС.

3. Ввиду повышенной хрупкости ОМС необходимо установить закономерности пластической деформации ОМС при комнатной и криогенной температурах и разработать способы их пластификации посредством легирования и термической обработки.

4. Установить закономерности кристаллизации, нанокристаллизации и фазового расслоения в ОМС с целью получения пластичных композитов и пластификации ОМС.

5. Получить композиционные материалы, состоящие из кристаллической и стекловидной фаз, в том числе с участием кристаллической фазы аустенитного типа, претерпевающей мартенситное превращение.

6. Исследовать возможности получения ОМС из сплавов с ограниченной СОС, а также композиционных материалов с повышенной пластичностью и ферромагнитных материалов методом искрового плазменного спекания (ИПС) порошков металлических стекол.

Научная новизна работы

1. Исследованы и разделены на внутренние (присущие самому сплаву) и внешние (зависящие от внешних условий) факторы, влияющие на СОС сплавов. Внутренние факторы оцениваются в предположении, что гомогенное зарождение конкурирует со стеклообразованием, и включают ряд фундаментальных и производных тепловых параметров (T_g, T_x, T_l, T_rg), физические свойства, такие как теплоемкость, теплопроводность и тепловое расширение; близость по составу к точке «глубокой» эвтектики, и топологический вклад эффективной упаковки атомной структуры. Внешние факторы либо влияют на гетерогенное зарождение во время затвердевания, либо изменяют коэффициент теплопередачи, а значит и скорость охлаждения.

2. Исследовано влияние обработки флюсом B₂O₃ на стеклообразование и кристаллизацию ОМС системы Pd-Ni-Si-P и впервые показано, что обработка флюсом не только повышает СОС сплава уменьшением количества центров гетерогенного зарождения, но и повышает пластичность ОМС.

3. В результате исследований структуры различных ОМС методами синхротронного рентгеновского излучения и просвечивающей электронной микроскопии высокого разрешения установлено отсутствие нанокристаллов и областей дальнего порядка в исследованных сплавах на основе Cu, Zr, Pd (присутствуют области с высокой степенью среднего порядка), а также наличие среднего порядка в расположении атомов до расстояний около 2 нм. Показано также, что атомные кластеры, присутствующие в некоторых кристаллических фазах, являются структурными блоками соответствующих ОМС. Впервые методом in-situ рентгеновской дифракции выявлены изменения в атомной структуре при охлаждении расплава ОМС Pd_42.5Cu₃₀Ni_7.5P₂₀, а также его стекловании в области переохлажденной жидкости и в интервале стеклования. Установлено, что изменение структуры расплава в соответствии с температурной эволюцией химического ближнего порядка приводит к увеличению числа ковалентных связей Ni-P и Cu-P, возникновению соответствующих кластеров и ответственно за «хрупкость» данной жидкости.

4. Методом изменения теплоемкости ОМС при пошаговом нагреве впервые показано, что стеклование ОМС, состоящих из нескольких компонентов, может происходить постепенно при различных температурах, в соответствии с различиями в коэффициентах диффузии компонентов сплава.

5. Изучены процессы деформации ОМС и показано, что их пластификация достигается дополнительным легированием элементами, имеющими слабоположительную теплоту смешения с одним из компонентов сплава, что приводит к фазовому расслоению при нагреве или деформации, а также посредством образования других неоднородностей структуры, таких как включения кристаллической фазы или пор.

6. Впервые изучены процессы деформации различных композитов кристалл/ОМС на основе системы (Ni-Cu)₅₀(Ti-Zr)₅₀, а именно Ni₃₅Cu₁₅Ti₃₃Zr₁₇, Ni₄₀Cu₁₀Zr₁₇Ti₃₃ Ni₄₀Cu₁₀Ti₃₅Zr₁₅ и Ni₄₀Cu₁₀Ti₄₀Zr₁₀, имеющих хорошее сочетание прочности и пластичности не только за счет композитного эффекта от многофазной структуры, но и за счет деформационного мартенситного превращения фаз сP2mP4. Показано, что высокопрочный ОМС композит Ni₄₅Cu₅Ti₄₀Zr₁₀ характеризуется сверхупругостью за счет обратимого мартенситного превращения сP2«mP4.

7. Детально исследованы процессы кристаллизации, нанокристаллизации и фазового расслоения в широком классе ОМС на основе Zr, Cu, Pd, Ti и других металлов с целью получения пластичных композитов и пластификации ОМС. Показано, что в сплавах систем Cu-Zr-Ag, Cu-Zr-Ag-Al и Zr-Cu-Fe-Al процесс фазового расслоения может соперничать с процессом кристаллизации в определенном температурном интервале. Впервые исследован процесс формирования нано-квазикристаллов посредством кристаллизации металлических стекол на основе меди и гафния, а также непосредственно при охлаждении расплава.

8. Впервые показана возможность протекания и исследована кинетика перитектических (перитектоидных) реакций между аморфной и кристаллической или квазикристаллической фазой и показано, что этот процесс контролируется диффузией.

9. Проведено сравнительное исследование процессов кристаллизации в ОМС на основе циркония разной чистоты. Показано одновременное протекание кристаллизации по первичному и эвтектическому механизму.

10. Впервые установлена возможность использования микроволнового излучения для быстрого нагрева и спекания пористых стеклообразных образцов и композитов на их основе.

Практическая значимость работы

1. Разработаны составы десятков ОМС на основе Cu, Zr, Ti и Pd имеющих высокую СОС. Среди них Zr_62.5Cu_22.5Fe₅Al₁₀ и Pd₄₀Ni₄₀Si₄P₁₆ имеют большую температурную область переохлажденной жидкости до 130 К и хорошую пластичность при комнатной температуре. Достигнуты высокие значения критического диаметра ОМС Cu₃₆Zr₄₈Al₈Ag₈ и Zr_62.5Cu_22.5Fe₅Al₁₀ до 20 мм при литье непосредственно в электро-дуговой плавильной печи в атмосфере аргона. Цилиндрические отливки ОМС Pd₄₀Ni₄₀Si₄P₁₆ диаметром до 16 мм получены охлаждением в воде образца, обработанного флюсом. Ввиду большой температурной области переохлажденной жидкости данные сплавы могут быть подвергнуты формовке в этой области при малом напряжении течения, а затем переведены в стекловидное состояние при охлаждении. Даны рекомендации по чистоте компонентов ОМС.

2. Предложены новые методы литья (инжекторный и гравитационный) для получения ОМС с высокой СОС и большой температурной областью существования переохлажденной жидкости, а также пористых ОМС. Установлены параметры, которые должны контролироваться для управления СОС ОМС.

3. Для применения в качестве имплантантов разработаны новые ОМС типа Ti_44.1Zr_9.8Pd_9.8Cu_30.38Sn_3.92Nb₂ диаметром до 5 мм и технология их получения, не содержащие никеля, вредного для человеческого организма.

4. Впервые разработана технология получения пористых ОМС сплавов Zr-Ni-Cu-Al методом порошковой металлургии и ОМС Pd-Cu-Ni-P с однородным распределением пор размером от нескольких микрометров до десятков микрометров методом гидрогенизации расплава и вспенивании уменьшением давления водорода. Показано, что пористые образцы ОМС обладают пониженным модулем нормальной упругости, близким к значению соответствующему биологическим тканям костей, что наряду с их высокой коррозионной стойкостью и невысоким содержанием никеля определяет потенциальную возможность их применения в качестве биоимплантантов.

5. Впервые показано, что уровень прочностных свойств ОМС слабо зависит от чистоты исходного материала основы при небольшой объемной доле (< 50 %) кристаллической фазы. Даны рекомендации по удешевлению производства ОМС (при формировании композитов) для внедрения в производство.

6. Разработано несколько высокопрочных и пластичных ОМС, например Zr_62.5Cu_22.5Fe₅Al₁₀ и Pd₄₀Ni₄₀Si₄P₁₆, и композитов на основе непластичных ОМС. Разработанные пластичные ОМС и композиты рекомендованы к внедрению в производство как конструкционные и функциональные материалы, например, для микромашин и измерителей потока газа в газовых трубках, соответственно. Составы и технологии переданы для использования компании Nаmiki Prеcision Jеwеl.

7. Разработаны высокопрочные композиты ОМС/кристаллическая фаза сР2 типа (Ni-Cu)₅₀(Ti-Zr)₅₀ с хорошим сочетанием прочности и пластичности не только за счет композитного эффекта от многофазной структуры, но и за счет деформационного мартенситного превращения. Получен также высокопрочный ОМС композит Ni₄₅Cu₅Ti₄₀Zr₁₀ со сверхупругостью за счет обратимого мартенситного превращения, рекомендованный к применению в качестве демпфирующего материала.

8. Разработаны и запатентованы режимы ИПС порошков металлических стекол, приготовленных распылением расплава инертным газом или механическим измельчением, позволившие получить ОМС из сплавов с ограниченной СОС, пористые образцы, а также композиционные материалы. Двухфазные ОМС Ni_52.5Nb₁₀Zr₁₅Ti₁₅Pt_7.5 и Fe₇₃Si₇B₁₇Nb₃ с высокой прочностью и малой коэрцитивной силой рекомендованы к применению в качестве магнито-мягких материалов. Составы и технологии переданы для использования корпорации NЕС Тokin.

9. Показано, что металлические стекла и ОМС могут быть сварены электроннолучевой и лазерной сваркой, сохраняя аморфную структуру. По результатам работы имеется патент.

Апробация диссертационной работы:

Основные положения работы были изложены на следующих международных конференциях: Materials Week, International Congress on Advanced Materials, their Processes and Applications September, 25 - 28, 2000 Munich Germany; RQ 11 Conference on Rapidly Quenched and Metastable Materials, August 25-30, 2002 Oxford, U.K.; 9th International Symposium on Metastable, Mechanically Alloyed and Nanocrystalline Materials, ISMANAM-2002 8-12th September 2002, Seoul, Korea; Materials Science and Technology 2003 Incorporating the 2003 Fall Meeting of TMS and 45th ISS (Iron & Steel Society) Mechanical Working and Steel Processing Conference, November 9 – 12, 2003, Chicago, Illinois, USA; 11th International Symposium on Metastable, Mechanically Alloyed and Nanocrystalline Materials, ISMANAM 2004, August 22-26, 2004, Sendai, Japan; International Symposium on the Manipulation of Advanced Smart Materials May, 26^th-27^th, 2005 Nara-Ken New Public Hall, Nara, Japan; 12th International Symposium on Metastable, Mechanically Alloyed and Nanocrystalline Materials, ISMANAM 2005, 3-7 July 2005, Paris, France, (Приглашенный доклад); 12th International Symposium on Metastable, Mechanically Alloyed and Nanocrystalline Materials, ISMANAM 2005, 3-7 July 2005, Paris, France; 12th International Conference on Rapidly Quenched & Metastable Materials, August 21-26, 2005 Jeju, Korea; Japan-Korea Workshop on Metallic Glasses, Jan. 20-21, (2006) Seoul, Yonsei University, Korea, (Приглашенный доклад); 2006 TMS Annual Meeting & Exhibition, March 12-16, (2006) San Antonio, Texas, USA. (Приглашенный доклад); Characterization and Control of Interfaces for High Quality Advanced Materials II: The Second International Conference on the Characterization and Control of Interfaces for High Quality Advanced Materials, and Joining Technology for New Metallic Glass and Inorganic Materials ICCCI 2006, September 6-9, 2006, Kurashiki, Japan, (Приглашенный доклад); International Symposium on Metastable and Nano Materials ISMANAM2006, August 27^th-31^st 2006, Warsaw, Poland; The Fifth International Conference on Bulk Metallic Glasses (BMG V) October 1-5, 2006 Awaji, Japan, (Приглашенный доклад); TMS 2007 Annual Meeting & Exhibition Feb. 25 - March 1, Orlando, Florida, USA, (Приглашенный доклад); 11th World Conference on Titanium (Ti-2007), June 3-7, 2007, Kyoto, Japan; XXI International Congress on Glass, July 1 – 6, 2007, Strasbourg, France; 14th International Symposium on Metastable and Nano Materials (ISMANAM 2007) August 26-30 2007, Corfu Island, Greece, (Приглашенный доклад); Joint Conferences of The First International Conference on the Science and Technology for Advanced Ceramics (STAC) and The Second International Conference on Joining Technology for New Metallic Glasses and Inorganic Materials (JTMC) May 23 - 25, 2007 Shonan Village Center (Kanagawa), Japan, (Приглашенный доклад); Workshop: “Total scattering Pair Distribution Function analysis using X-rays and neutrons: powder diffraction and complementary techniques” October 22^nd - 23^rd, (2007) ESRF, Grenoble, France; BMG-Europe and European Networkshop 2007, Dec. 2-4 (2007) Paris, France, (Приглашенный доклад); Symposium Bulk Metallic Glasses V: Glass Forming Ability and Alloy Development, TMS 2008 137th Annual Meeting & Exhibition March 9-13 (2008) New Orleans, Louisiana, USA, (Приглашенный доклад); Global Congress on Microwave Energy Applications, August 4-8, Otsu Prince Hotel, Otsu, 2008, Japan; The 13th International Conference on Rapidly Quenched & Metastable Materials RQ13 August 24 - 29, 2008, Dresden, Germany; Electronic Materials Conference, June 25-27, 2008, University of California, Santa Barbara, USA; IUMRS-ICA 2008 Conference Symposium J. “Joining Technology for New Metallic Glasses and Inorganic Materials” Nagoya, Japan, Dec. 9 to 13, 2008, (Приглашенный доклад); TMS 2009: 138th Annual Meeting & Exhibition, February 15-19, 2009 San Francisco, California, USA, (Приглашенный доклад); 16th International Symposium on Metastable, Amorphous and Nanostructured Materials (ISMANAM 2009) July 5-9, 2009 Beijing, China, (Приглашенный доклад); WPI-Europe Workshop on Metallic Glasses and Related Materials, August 25 - 28 2009, Grenoble, France, (Приглашенный доклад); The Third International Conference on the Characterization and Control of Interfaces for High Quality Advanced Materials, and Joining Technology for New Metallic Glasses and Inorganic Materials, September 6th - 9th, 2009 Kurashiki, Japan, (Приглашенный доклад); Japan – Korea, Asian Core Meeting - Interdisciplinary Science of Nanomaterials – September, 25, (2009) Sendai, Japan, (Приглашенный доклад); International Scientific-Technical Conference “Modern problems of physical metallurgy of non-ferrous alloys”, October, 1-2, 2009, Moscow, Russia, (Приглашенный доклад); TMS 139th Annual Meeting & Exhibition, Washington State Convention & Trade Center, February 14-18, 2010, Seattle, Washington, USA, (Приглашенный доклад); 17th International Symposium on Metastable, Amorphous and Nanostructured Materials (ISMANAM 2010) July 4-9, 2010, Zurich, Switzerland, (Приглашенный доклад); TMS 2011: Feb. 27 - March 3, 2011, San Diego, California, USA, (Приглашенный доклад); 18th International Symposium on Metastable, Amorphous and Nanostructured Materials (ISMANAM 2011): June 26 – July 1st, 2011 Gijn, Spain, (Приглашенный доклад); Euromat 2011, September 12-15, 2011 Montpellier, France (Keynote Lecture, Основной доклад) и 19th International Symposium on Metastable, Amorphous and Nanostructured Materials (ISMANAM 2012), 18-22 июня, 2012 Москва, Россия (Keynote Lecture, Основной доклад).

Личный вклад автора заключается в разработке концепции научной работы, планировании, проведении и анализе результатов экспериментов при работе научным сотрудником, в последующем руководстве коллективом исследователей при работе адьюнкт-профессором, а затем и профессором в университете Тохоку.

Публикации

По теме диссертационной работы опубликовано 5 обзорных статей, 3 главы в монографиях, 140 научных статьей в рецензируемых журналах, входящих в перечень ВАК и 2 патента. Список основных публикаций приведен в конце автореферата.

Структура и объем диссертации

Диссертация состоит из введения, семи глав, выводов и списка цитируемой литературы. Объем диссертации ___ страниц, включая ___ рисунков, ___ таблиц, оглавление и список литературы из ___ наименований.

На защиту выносятся:

1. Научные основы разработки составов ОМС с высокой СОС, большой температурной областью переохлажденной жидкости при последующем нагреве, базирующиеся на результатах анализа внутренних (присущих самому сплаву) и внешних (зависящих от внешних условий) факторов, влияющих на СОС сплавов, а также технологии получения ОМС.

2. Закономерности получения пористых материалов ОМС сплавов Zr-Ni-Cu-Al методом порошковой металлургии и ОМС Pd-Cu-Ni-P методом насыщения расплава водородом и последующего вспенивания при уменьшении давления, позволяющего регулировать размеры и объемную долю пор в зависимости от давления водорода и/или длительности последующего отжига при нагреве выше температуры стеклования.

3. Установленные элементы атомной структуры металлических стекол, а также структурные изменения в ОМС при охлаждении расплава в области переохлажденной жидкости и интервале стеклования, выявленные методом in-situ рентгеновской дифракции.

4. Положение о том, что процесс стеклования в многокомпонентных ОМС происходит при различных температурах в соответствии с коэффициентами диффузии компонентов сплава.

5. Постулат о том, что пластификация ОМС осуществляется с помощью дополнительного легирования элементами, имеющими слабоположительную теплоту смешения с одним из других легирующих элементов сплава, что приводит к фазовому расслоению при нагреве, или путем образования других неоднородностей структуры, таких как включения кристаллической фазы.

6. Особенности деформации ОМС при криогенных температурах: повышение напряжения течения, отсутствие зубчатого течения и сопутствующее исчезновение сигналов акустической эмиссии, обусловленные изменением вязкости материала в полосе сдвиговой деформации ввиду более низкой температуры сплава до начала пластической деформации, показатель скоростной чувствительности.

7. Закономерности процесса кристаллизации, нанокристаллизации и фазового расслоения, изученные на широком классе ОМС с целью получения пластичных композитов и пластификации ОМС, а также кинетика перитектических/перитектоидных реакций со стекловидной фазой.

8. Закономерности процессов деформации ОМС композитов на основе системы (Ni-Cu)₅₀(Ti-Zr)₅₀ и разработанный на их основе высокопрочный ОМС композит Ni₄₅Cu₅Ti₄₀Zr₁₀, обладающий сверхупругостью за счет обратимого мартенситного превращения..

9. Закономерности процессов спекания образцов ОМС, а также композиционных материалов, полученных из порошков сплавов с ограниченной СОС методом искрового плазменного спекания или с использованием микроволнового излучения.

ОМС

Отливки ОМС сплава Ci Z gAlgAgg (здесь и далее составы сплавов приведены в номинальных атомных (молярных) процентах) диаметром 10 и 20 мм были получены гравитационным литьем в медную изложницу непосредственно из электродуговой плавильной печи в атмосфере аргона. Структура была исследована рентгеноспектральным анализом, СЭМ и ПЭМ и признана полностью аморфной (Рис. 2.1). Сплавы Zr6oCii25Fe5Alio и Zr62.5Cii22.5Fe5Alio также обладают высокой стеклообразующей способностью. На Рис. 2.1 (вставка) показан слиток сплава диаметром 20 мм, полученный литьем в медную изложницу.

Шлифы стеклообразных образцов были тщательно изучено с помощью СЭМ с высоким разрешением в широком диапазоне увеличения, например, изображение СЭМ стеклообразного сплава Ci eZ AlgAgg диаметром 10 мм (Рис. 2.2). Равномерная контрастность указывает на отсутствие каких-либо включений интерметаллидов. Энергодисперсионный рентгеновский анализ (ЭДРА) также показал отсутствие каких-либо структурных неоднородностей. Только одно оксидное включение было обнаружено (см. рис. 2.2) во всей площади шлифа, что говорит о высоком качестве образцов.

На Рис. 2.1 приведена рентгенограмма, снятая от поперечного сечения слитка, сплава Z .sCita.sFesAlio диаметром 20 мм в литом состоянии. Рентгенограмма состоит только из серии широких дифракционных максимумов рассеяния без каких-либо острых пиков дифракции по условию Вульфа-Брэгга от кристаллов, что указывает на то, что образцы состоят из аморфной фазы. При увеличении содержания Zr в сплавах Zr6o+xCu25-xFesAlio до 70 %, в образце были обнаружены острые пики соответствующие фазе p-Zr. Это означает, что высокое содержание Zr уменьшает стеклообразующую способность сплава. Период решетки P-Zr оказывается 0,348 нм, что может свидетельствовать о формировании твердого раствора Си и Fe в этой фазе, так как эти элементы хорошо растворимы в P-Zr.

Натуральный логарифм критического диаметра (dKp) и соответствующие температурные параметры сплавов на основе Cu-Zr приведены в Табл. 2.1. Зависимости ln(dKp)oT параметров Trg=Tg/T и у= Tx/(Tg+Ti) изображены на Рис. 2.3.

Температурные параметры Trg и у довольно хорошо согласуются с критическим диаметром сплавов на основе Cu-Zr. При этом состав сплавов с лучшей СОС несколько отличается от эвтектического. Известно, что эвтектическая точка в двойных сплавах размывается по составу и изменяет свою температуру в условиях неравновесной кристаллизации. Это происходит потому что формирование ОМС неравновесный процесс, который происходит при высоких скоростях охлаждения от нескольких сотен до тысяч Кельвин в секунду в случае миллиметрового размера образцов и гораздо более высокими темпами в случае ленточных образцов.

ОМС на основе титана состава (Tio4sZro iPdo iCuo3iSno4)ioo-xMx(ат.%) (М: Та и Nb, х=1, 2, 3, 4, 5) были приготовлены дуговой плавкой и литьем в медную изложницу. На Рис. 2.4 показаны картины рентгеновской дифракции (РСА) аморфных лент сплавов (Tio45ZroiPdoiCuo3iSno4)ioo-xMx(aT.%) (М=Та или Nb) и цилиндрических образцов (диаметром от 3,5 до 5,0 мм). Среди сплавов (TicnsZroiPdo iCuo3iSno4)ioo-xMx(aT.%), сплав Ti44iZr9 8Pd9 8Cu30 38Sn392Nb2 обладает высокой СОС. Цилиндрический образец 5 мм в диаметре также демонстрирует широкие дифракционные пики характерные для аморфного тела. Дальнейшее увеличение диаметра стержня до 6 мм вызвало образование смешанной структуры, состоящей из ТігСи и стеклообразной фазы. СОС сплава ТІ44 iZrg 8Pd9 вСизо З8$пз 92 2 сравнима со СОС ранее разработанных сплавов Ti-Zr-Pd-Cu-Sn [5], Ti-Zr-Ni-Cu [6,7], Ti-Ni-Cu-Sn [8,9] and Ti-Ni-Cu-Sn-Be [10] исследованных ранее. Однако, разработанный сплав не содержит вредного для человеческого организма элемента никеля или токсичного элемента бериллия.

В таблице 2.2 приведены критические диаметры DMaKC (максимальный диаметр стержней стеклообразных образцов (мм)) ОМС и их термические свойства определенные посредством ДСК и ДТА измерений. Tg, Тх и Тт всех образцов изменяются в пределах, 669 689 К, 733 756 К, 1119 1127 К для сплавов содержащих Та и 680 700 К, 739 757 К, 1120 1138 К для Nb- содержащих сплавов, соответственно. ATx(=Tgx), Trg (=Tg/Tm) и DMaKC изменяются в пределах 56 67 К, 0,60 0,61, 3,5 4,0 мм для Та содержащих сплавов и 53 67 К, 0,60 0,62, 3,0 5,0 мм для Nb- содержащих сплавов, соответственно. Сплавы на основе Ті показали удовлетворительную термическую стабильность стеклообразной фазы и переохлажденной жидкости. Стержни ОМС Ti44iZr9 8Pd9 8Cu30 38Sn3 92Nb2 диаметром 5 мм и тонкие образцы типа лент имеют одинаковую температуры стеклования и кристаллизации. ОМС Ti44iZr9 8Pd9 8Cu30 38Sn3 92Nb2 имеет достаточно большой интервал переохлажденной жидкости 62 К и Trg более 0,60 сравнимо со значениями, полученными для других ОМС на основе Ті.

Также исследования показали, что во многих системах наиболее стабильные ОМС формируются в узком диапазоне концентраций. Незначительное изменение состава сплава или замена легирующего элемента может привести к значительному уменьшению стеклообразующей способности (Таблица 2.1). Это свойство сближает ОМС с кристаллическими интерметаллидами и квазикристаллическими фазами типа фаз Лавеса и икосаэдрической фазой. Это также указывают на возможную корреляцию между стеклообразующей способностью и атомной структурой ОМС.

Исследование структурных изменений в металлической жидкости при охлаждении и стекловании, а также в металлических стеклах при нагреве и переходе в жидкое состояние методом синхротронного рентгеновского излучения

По данным спектров РСА и ДСК плавление ОМС РсЦг 5Сизо№7 5Р20 при нагреве со скоростью 0,67 К/с начинается при 780 К, а температура ликвидуса соответствует примерно 800 К. После нагрева выше 900 К и вьщержки в течение нескольких минут образец охлаждался со скоростью 8,33 К/с до комнатной температуры (298 К). Вид интерференционной функции Qi(Q) при 298 К, рассчитанный из профиля интенсивности РСА I(Q) после необходимой корректировки, показан на рис. 3.17. Типичная функция атомного распределения PDF (R), полученная с помощью преобразования Фурье Q,(Q), показана на рис. 3.18. Как обычно для стеклообразных сплавов обнаружено наличие среднего порядка для межатомных расстояний, связанного с максимумами PDF(R) примерно до 2 нм [48].

Получение непрерывного потока данных дифракции рентгеновских лучей в области переохлажденной жидкости между температурами ликвидуса Т и стеклования Tg невозможно почти для всех стеклообразующих сплавов. Это связано с тем, что они кристаллизуются в течение времени необходимого для считывания последовательных спектров, и, насколько известно, такой эксперимент не был поставлен до настоящего времени. Функции, PDF(R) представленные на рис. 3.18, демонстрируют строение первых двух атомных оболочек для первой и второй координационной сферы.

PDF(R) в первой координационной сфере атомов при низких R, показанный на рис. 3.19 от 0,2 до 0,35 нм (базовая линия откорректирована), была расщеплена с использованием 2 функций Гаусса, что дало хорошее соответствие с оригинальной PDF (R) этого участка (рис. 3.19). Первый суб-пик (Р1) при 0,224 нм соответствует ближайшему расстоянию для атомных пар Си-Р и Ni-P, в то время как второй суб-пик при 0,274 нм (Р2) в основном соответствует ближайшему расстоянию для атомных пар Pd-Pd, Pd-Cu и Pd-Ni. Для расчета межатомных расстояний использовались соответствующие суммы атомных радиусов Гольдшмидта rpd=0,138HM rcu-0,128 нм, гыг=0,125 нм [49] и гр=0,106 нм [50]. Таким образом, значения рассчитанных межатомных расстояний для Си-Р и Ni-P атомных пар равны 0,234 и 0,231 нм, соответственно. Хотя эти значения больше, чем 0,224 нм, следует ожидать уменьшения межатомных расстояний в соответствии с крайне отрицательной энтальпией смешивания между этими элементами. Подобное сокращение межатомных расстояний наблюдается в Pd-Ni-P и других сплавах [51]. Значения ближайших межатомных расстояний для пар Pd-Pd, Pd-Cu и Pd-Ni, рассчитанные из атомных радиусов Гольдшмидта (0,276, 0,266, и 0,263 нм, соответственно), близки к значению 0,274 нм, которое соответствует центру масс суб-пика Р2. Позиции двух суб-пиков в зависимости от температуры приведены в таблице 3.2.

Интегрирование первого максимума RDF (R) с двумя суб-пиками от 0,20 нм до 0,35 нм (Рис. 3.20), дало площадь под пиком (А) с соответствующим координационным числом (КЧ) для первой координационной сферы при комнатной температуре в 12,6. Это указывает на образование плотно упакованной структуры. Интересно отметить, что его значение очень близко к идеальному координационному числу, 471=12,56 [52]. Значения CN при более высоких температурах, также приведены в таблице 3.2.

Значения А(Р1)/А(Р2) в стеклообразном состоянии равны 0,08-0,09, что выше значения 0,062 и свидетельствует о высокой степени ближнего химического порядка в стеклообразном состоянии. Такая сильная степень ближнего химического порядка согласуется с моделями, которые предсказывают, что металлические стекла состоят не из случайной упаковки атомов, а из плотной упаковки кластеров, что подтверждается небольшой разницей между объемами сплава в стеклообразном и кристаллическом состоянии.

Тоже время при более низкой температуре (ниже температуры стеклования (Tg) в 580 К) межатомные расстояния между ближайшими соседями при охлаждении уменьшаются. Коэффициент линейного теплового расширения/сжатия стекловидной фазы, измеренный при охлаждении с использованием среднего центра масс Р1 и Р2 ниже Tg, составляет около (1,6±0,9-10 5 )К"\ что близко к данному значению полученному для кристаллического Pd и металлических стекол на его основе [53]. Такая же зависимость была получена при нагреве до того момента пока не началась структурная релаксация в аморфной фазе.

Значение координационного числа в первой координационной сфере (КЧ) остается почти постоянным ниже Tg, но уменьшается чуть выше этой температуры (рис. 3.22).

Максимум, соответствующий второй координационной сфере, также может быть описан в виде суммы двух суб-пиков функции Гаусса. Рис. 3.23 (а) показывает, что при охлаждении максимум во второй координационной сфере четко распадается на два субпика около 0,45 и 0,53 нм. Позиции пиков во второй координационной сфере приведены в Таблице 3.3. Существует еще один пик около 0,68 нм (рис. 3.23 (б)), который усиливается в третьей координационной сфере при охлаждении. На больших расстояниях (рис. 3.23 (в)) пики становятся слишком сложны, чтобы они могли быть должным образом проанализированы. Однако видно, что четвертая координационная сфера становится гораздо менее выраженной в расплавленном состоянии выше температуры ликвидуса.

Изучение процессов нанокристаллизации металлических стекол и расплавов

Говоря о нанокристаллизации аморфных сплавов, интересно провести некоторые исторические параллели. Открытие стареющих сплавов на основе А1 [16] с наночастцами типа зон Гинье-Престона (0" и 9 фазами) [17] стало первым известным в металловедении примером практического использования наночастиц. В наши дни метод кристаллизации аморфных сплавов широко используется для формирования наноматериалов. Забегая несколько вперед, нужно сказать, что во многих аморфных сплавах первичной реакцией при нагреве является выпадение наночастиц в остаточной аморфной фазе. Нанокомпозиты, полученные таким образом имеют нечто общее со стареющими кристаллическими сплавами, в которых матричной фазой является пересыщенный твердый раствор, в то время как в наноструктурно-аморфных композиционных материалах матрицей служит аморфная фаза. Такие материалы могут обладать улучшенными механическими свойствами по сравнению с однофазными аморфными сплавами.

Нагрев аморфного сплава Ti5oNi2oCu23Sn7 (рис. 5.12 (а)) выше температуры кристаллизации 750-772 К, в зависимости от скорости нагрева (рис. 5.13), приводит к образованию наноструктуры (Рис. 5.12 (в-г)) [18]. После завершения первого этапа тепловыделения (помечены как тепловыделение на рис. 5.13) структура состояла из равноосных зерен размером 10-40 нм, как показано на рис. 5.14 (а, б). Средний состав частиц 44 ат.% Ті, 27 ат.% Ni, 22 ат.% Си и на 7 ат.% Sn близок к составу сплава, но несколько отличается от него. Анализ дифракции рентгеновских лучей (рис. 5.12 (в)) и картин дифракции электронов (рис. 5.14 (в)) показали, что эта фаза представляет собой твердый раствор меди и олова в кубической фазе cF96 Тіг№. Параметр решетки твердого раствора составляет 1,138 нм, что на 0,9 % больше, чем у двойной фазы.

Кроме того, в структуре присутствовала небольшая доля остаточной аморфной фазы. Экспериментальные и расчетные значения межплоскостных расстояний и интегральных интенсивностей дифракционных пиков фазы типа твердого раствора Си и Sn в фазе Ti2Ni показали хорошее соответствие друг другу. Фаза yiCu (Рис. 5.15) образуется по реакции В (см. Рис. 5.13).

Кривые изотермической дифференциальной калориметрии показанные на Рис. 5.17 демонстрируют, что пик А ДСК на рис. 5.13 состоит по крайней мере из двух пиков. Для исследования начальной стадии кристаллизации образцы были отожжены в течение 2220 и 2600 с при 725 К. После отжига в течение 2220 с при 725 К наблюдались полиэдрические зерна твердого раствора Ti2Ni формы близкой к сферической (Рис. 5.14) размером 10-20 нм. Хотя только наиболее интенсивный пик (511) фазы T Ni виден на Рис. 5.12 (б), электронно- дифракционные картины ПЭМ содержали дифракционные круги от других пиков. Как и в случае Рис. 5.14 (в), все дифракционные пики принадлежат твердому раствору Тіг№. Результаты приведены в Таблице 5.2.

Второй тепловой эффект (обозначенный как В на Рис. 5.13) относится к выделению твердого раствора Ni и Sn в фазе у TiCu (Рис. 5.12 (г)). Параметры решетки у TiCu и их соотношение отличались от значений для двойной фазы у TiCu а=0,314 нм и с=0,612 нм. Несколько слабых дифракционных пиков остались неидентифицированными. На этой стадии размер частиц ТігІЧі немного увеличивается, а параметр элементарной ячейки остается неизменным. Нелинейная скорость роста частиц (рис. 5.18) соответствует росту контролируемому диффузией.

Кристаллизация сплава Ti5oNi2oCu23Sn7 начинается с выделения первичных кристаллов твердого раствора Си и Sn в Ti2Ni с параметром элементарной ячейки 1,138 нм. Хотя только частицы ТІ2№ образовались при реакции А (Рис. 5.13 (б,в) и после ее завершения (Рис. 5.15 (а,б), кривая изотермической калориметрии имела сложную форму (Рис. 5.17). Это показывает нестабильную скорость зарождения и роста частиц Тіг№ в соответствии с общим уравнением Колмогорова-Джонсона-Мел-Аврами:

По реакции обозначенной как В на рис. 5.13 твердый раствор yiCu выделяется из остаточной аморфной матрицы, в то время как параметр ячейки Ti2Ni остается неизменным, из чего можно предположить, что перераспределения легирующих элементов между фазами Ti2Ni и yiCu не происходит. Фаза yiCu выделяется из остаточной аморфной фазы и заполняет пространство между частицами I12N1 (Рис. 5.15 (в). Каркас фазы Тіг№, образовавшийся на первой стадии кристаллизации, не позволяет частицам yiCu достигнуть большего размера, чем межчастичное расстояние, и эти частицы тоже имеют нано-размер. Хорошее соответствие решеток Рис. 5.15 (в), определяет образование yiCu на подложке ТігМ.

Данные результаты показывают, что кристаллизация сплава Tiso oCi Sn? значительно отличается от кристаллизации сплавов TisoNi25Cu25 (Рис. 5.19) [19] и Ti45Ni2oCu25Sri5Zr5 [ 20 ]. В данных сплавах образуется многокомпонентный твердый раствор кубической фазы сР2 с периодом решетки 0,3047 и 0,3069 нм, соответственно, и размером зерен 300-900 нм и 100-200 нм, соответственно. В сплаве Ti5oNi2sCu25 данная реакция близка к полиморфному превращению.

Также исследована кристаллизация сплава HfssC sAbo (Рис. 5.20). Результаты ДСК показаны на Рис. 5.21. Можно отметить температуру Tg (859 К) и два пика с температурами пиков 907 и 1000 К, соответственно. Нагрев до окончания первой реакции вызывает образование частиц размером 2-5 нм (Рис. 5.22), что подтверждается изменением картины РСА (Рис. 5.20 (б, в)). Размер частиц трудно четко определить, так как граница зерна очень размыта.

Наночастицы похожие на зоны с высокой степенью среднего порядка видны на изображении ПЭМ высокого разрешения (рис. 5.22), в то время как светлопольное и темнопольное изображения не показывают никакого контраста, связанного с данными зонами.

Используя функцию Лоренца, удалось расщепить соответствующие пики (Рис. 5.23 (в)). Пять дифракционных пиков было обнаружено в диапазоне от 30 до 50 градусов 20, и 4 пика в диапазоне 50 до 80 градусов 29. Пики были проиндексированы в соответствии с кубической решеткой с периодом а=1,184нм. Экспериментальные и расчетные межплоскостные расстояния в Таблице 5.3 показали хорошее взаимное соответствие фазе cF96 Hf2Co (типа Ti2Ni) [21].

Получение композитов на основе ОМС методом искрового плазменного спекания и исследование их механических свойств

Стеклообразный порошок сплава Ni52.5NbioZri5Tii5Pt7.5 с размером частиц ниже 63 мкм был использован в данном исследовании. Затем стеклообразный порошок сплава и кристаллические порошки вольфрама и карбида кремния в определенных пропорциях были равномерно перемешаны в смесителе. Порошки вольфрама и карбида кремния (SiC) имели чистоту 99,9%, размер частиц вольфрама равнялся 2-3 мкм, а порошка карбида кремния составлял 10-20 мкм. Морфология порошка стеклообразного сплава Ni52.5NbioZri5Tii5Pt7.5 и порошков вольфрама и SiC приведены на рис. 7.8 (а)-7.8 (в), соответственно.

Температура спекания составляла 773 К. В работе нагрузочное давление составляло 600 МПа. Время поддержания максимальной температуры спекания соответствовало 10 мин. Спеченные образцы имели цилиндрическую форму с диаметром 20 мм и высотой около 5 мм.

Механические свойства при одноосном сжатии были измерены с помощью механической испытательной машины с постоянной скоростью траверсы, что соответствует начальной скорости деформации 5 х 10"4 с 1. Были использованы образцы прямоугольной формы 2,5 мм в ширину, 2,5 мм в длину и 5,0 мм в высоту. Упругая деформация измерялась с помощью тензометрических датчиков длиной 1 мм.

Порошки стеклообразного сплава Nisi.sNbioZrisTiisPty.s перемешивали с металлическим порошком (W) или керамическим порошком (SiC) и затем были скомпактированы и спечены в процессе ИПС при температуре спекания 773 К с нагрузочным давлением 600 МПа и временем выдержки равным 10 мин. Плотность объемных образцов, полученных GAC было дано в таблице 1. Относительная плотность оказалась выше, чем 97,3% при получении GAC образцов с различным содержанием вольфрама или SiC добавок.

Образцы показали хорошие механические свойства (Рис. 7.10 (а)) и отсутствие кристаллизации аморфной фазы (Рис. 7.10 (б)). Можно отметить, что композиционные образцы показали большие значения пластической деформации, чем у монолитного образца сплава Nis2 5NbioZri5Tii5Pt7 5- Прочность увеличилась в образцах с содержанием включений ниже 15 об.%. Оптимальное содержание добавляемых кристаллических частиц в композиционные образцы для повышения пластической деформации и прочности составляет около 5-10 об.%.

На Рис. 7.10 (б) показаны изображения РСА полученные от полученных образцов с различными содержаниями W и SiC, а также и для оригинальных порошков вольфрама и SiC. В монолитных образцах, спеченных из порошка Ni52.sNbioZri5Tii5Pt7.5 сплава (W = О или SiC = 0), видны только диффузные дифракционные картины типичные для стекловидной фазы, и не наблюдается дифракционных пиков, соответствующих кристаллической фазе. В это же время дифрактограммы композиционных образцов содержат острые пики, принадлежащие W и карбиду кремния, накладывающиеся на широкий пик гало, указывая, что матрица получаемых композитов состоит полностью из стекловидной фазы. Исследования образцов GAC методом DSC показали аналогичные результаты.

На рис. 7.11 показаны микрофотографии СЭМ сечений композиционных образцов. Видно, что частицы W и SiC однородно распределены в стеклообразной матрице. Хорошее сцепление между частицами W или SiC и стеклообразной матрицей Ni52.5NbioZri5Tii5Pt7.5 представлено на Рис. 7.12.

Исследования методом ПЭМ (рис. 7.12) подтвердили полученные результаты. Рис. 7.12 (а) показывает светлопольные изображения ПЭМ образца, содержащего 5 об.% W. Границу между частицами можно наблюдать, как указано стрелками на рис. 7.12 (а). Рис. 7.12 (б) показывает картину электронной дифракции от частицы СІ2 W с объемно-центрированной кубической решеткой. Её параметр решетки а=0,3168 нм.

Итак пластичность композитных образцов при испытаниях на сжатие была улучшена путем добавления металлических или керамических частиц в стеклообразную матрицу. Для оценки механизма повышения пластичности в композитных образцах, боковые поверхности после испытаний на сжатие были исследованы. В качестве примера на рис. 7.11 (д) показаны микрофотографии СЭМ поверхности разрушения образца, содержащего 10% об. SiC полученных процессом ИПС при 773 К, 600 МПа, 10 мин. На Рис. 7.11 показаны поверхность разрушения образца вокруг некоторых SiC частиц. Это изображение показывает морфологию характерных модели вен в результате излома. Эта веноподобная морфология на поверхности разрушения связана с локализованным плавлением при разрушении путем сдвига участков.

Направление картины вен связано с направлением процесса разрушения. Изображение ясно доказывает, что частицы SiC ограничивают распространение сдвиговой деформации. Уменьшение размера моделей вен перед частицами SiC показывает, что полосы сдвиговой деформации, замедляются перед частицами. Это означает, что распространение сдвига было блокировано частицами SiC. Тем не менее, отсутствие расплавления частиц SiC и вольфрама означает, что температура в полосах сдвига не поднималась выше температур плавления вольфрама и карбида кремния. Микрофотография боковой поверхности образца, содержащего 10 об.% SiC (Рис. 7.11 (е)) показывает, что несколько полос сдвига формируется в композиционном образце. Это говорит о том, что деформационный механизм композитов имеет отличия по сравнению с монолитными ОМС. Многочисленные полосы сдвига равномерно распределены по всему объему композита. Образование множественных полос сдвига инициируется SiC частицами, которые блокируют распространение одной полосы сдвига.

Расплав для слитков из сплавов Nisa.sNbioZrisTiisPtv.s и Fe73Si7BnNb3 получали с помощью дуговой плавки из легирующих элементов высокой чистоты в атмосфере аргона. Стекловидные порошки были произведены распылением аргоном под высоким давлением. Стеклообразные порошки сплавов Ni52.5NbioZri5Tii5Pt7.5 и Fe73Si7Bi7Nb3 (составы приведены в номинальных ат.%) были смешаны в миксере. Оба типа порошков стекловидных сплавов, используемых в данном исследовании, имели размеры ниже 63 мкм. Полученные образцы имели цилиндрическую форму с диаметром 20 мм и высотой около 5 мм. На сжатие механически были испытаны образцы прямоугольной формы размером 2,5 мм в длину, 2,5 мм в ширину и 5,0 мм в высоту. Магнитные свойства, включая значения намагниченности насыщения и коэрцитивной силы, были измерены с помощью вибрационного магнитометра.

Плотность спеченных образцов определяли методом гидростатического взвешивания. Относительная плотность увеличивается с увеличением температуры спекания и достигает 98,89% при температуре спекания равной 773 К.

Структуру спеченных образцов изучали методом РСА. Рис. 7.13 (а) показывает, снимки РСА, полученные на образцах спеченных процессом ИПС при различных температурах спекания, а также на образцах из оригинальных порошков полученных для сплавов на основе Ni и Fe. Дифракционные пики, соответствующие кристаллическим фазам отсутствуют. Профиль РСА интенсивности образцов спеченных процессом ИПС при температуре ниже 773 К показывает суперпозицию широких максимумов двух стеклообразных фаз, как показано на рис. 7.13 (а). Положения и интенсивности максимумов стеклообразных фаз на основе Ni- и Fe- показаны на рис. 7.13 (а), соответственно. Образцы спеченные в процессе ИПС при температуре 773 К и ниже имеют двухфазную стеклообразную структуру.

Похожие диссертации на Разработка технологии получения и исследование структуры и свойств объемных металлических стекол, а также композитов на их основе

Разработка научных основ и технологии электронно-лучевого борирования железоуглеродистых сплавов с получением на поверхности боридов тугоплавких металловСизов Игорь Геннадьевич

Разработка и исследование технологии получения титан-алюминиевых композитов способом диффузионной сваркиМастихин Евгений Юрьевич

Исследование и разработка технологии получения диссипативных макроструктур твердого покрытия на футеровочных плитахГайдаш Николай Михайлович

Исследование и разработка технологии получения разноструктурного особотонкостенного заполнителя для диффузионно-сварных титановых сотовых панелей способом лазерной термообработкиПанов Виктор Владимирович

Исследование структуры и свойств системы NI-SI- алмаз и получение композиционных материалов на её основеЛаптев, Александр Александрович

Разработка способа получения материалов на основе моноалюминида рутения и исследование их структуры и свойствМорозов, Алексей Евгеньевич

Материаловедческие исследования и разработка основ технологии изготовления композиционных сверхпроводящих материалов на основе высокотемпературных керамических соединенийАкимов Игорь Иванович

Разработка научных основ технологий, совмещающих деформацию и термическую обработку полуфабриката из конструкционных сталей, с использованием диффузионных превращенийГорбатенко, Владимир Петрович

Анализ дефектов борированного слоя и разработка на его основе технологии борирования деталей машин Терехов Владимир Константинович

Разработка теоретических основ эффективных технологий упрочнения сталей и сплавов термическим и термодеформационным воздействием в условиях циклически изменяющихся температурСмагоринский, Марк Евсеевич