WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!

На правах рукописи

Федотов Сергей Александрович

МЕХАНОХИМИЧЕСКИЙ СИНТЕЗ СПЛАВОВ ЖЕЛЕЗА И НИКЕЛЯ С p-ЭЛЕМЕНТАМИ.

02.00.01 – неорганическая химия

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата химических наук

Москва – 2012

Работа выполнена на кафедре общей химии химического факультета Московского Государственного Университета имени М.В. Ломоносова.

Научный консультант: доктор физико-математических наук, профессор Фадеева Виктория Ивановна

Официальные оппоненты: доктор химических наук, профессор Могутнов Борис Михайлович Кандидат химических наук Клямкин Семен Нисонович

Ведущая организация: Институт химической физики им. Н.Н. Семенова РАН

Защита состоится 19 октября 2012 г. в 16 часов 30 минут на заседании диссертационного совета Д 501.001.51 по химическим наукам при Московском государственном университете им.

М.В. Ломоносова по адресу: 119992, Москва, Ленинские горы, дом 1, строение 3, МГУ, химический факультет, аудитория 446.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке химического факультета МГУ.

Автореферат разослан 19 сентября 2012 года.

Ученый секретарь диссертационного совета кандидат химических наук /Н.Р. Хасанова/

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Механохимический синтез (МС) является современным и интенсивно развивающимся методом получения нанокристаллических порошковых материалов. Значительная доля работ по механохимии относится к областям, связанным с переработкой минерального сырья и неорганическим синтезом веществ с высокой реакционной способностью. Этот метод используется также для получения новых структурных состояний при обработке в шаровых мельницах смесей металлов. При использовании МС образуются сплавы, содержащие аморфные или нанокристаллические фазы, поэтому такой метод является составной частью современных нанотехнологий.

Области технического применения нанокристаллических порошковых сплавов могут быть различными в зависимости от их физико-химических свойств. Механосинтезированные порошки металлических сплавов могут быть использованы непосредственно (катализаторы, аккумуляторы водорода, металлические цементы), либо служат прекурсорами для нанокомпозитов.

Выбор объектов исследования определялся тем, что сплавы на основе металлов триады железа являются базовыми в целом ряде металлических материалов промышленного назначения, поэтому механосинтез и изучение этих сплавов в нанокристаллическом состоянии является важным и актуальным.

МС сплавов в двойных системах на основе металлов триады железа для ряда систем, например, Ni-Al, Fe-C, Fe-B, изучен достаточно детально, однако, по отношению к другим системам, которые представлены в настоящей работе имеется ряд противоречий или отрывочных, несистематических данных, или такие данные вообще отсутствуют. Взаимодействие этих металлов с p – элементами, которые могут быть отнесены к металлам (Al, Ga), полуметаллам (Ge) и неметаллам (C, B), имеют отличительные особенности, связные как с термодинамическими параметрами образующихся при МС фаз, так и кинетикой активации каждого из компонентов при помоле.

Активация компонентов, вступающих во взаимодействие при МС, проявляется в создании больших контактных поверхностей при диспергировании реагирующих компонентов и образованием в их структуре большой концентрации дефектов (точечных, дислокаций, дефектов упаковки). Динамическая деформация при помоле смесей обеспечивает высокую подвижность атомов компонентов и массоперенос, не связанный с термической активацией, что обеспечивает их твердофазное взаимодействие при низких температурах.

Целью работы являлось изучение стадийности процессов механохимического синтеза твердых растворов и интерметаллических фаз в системах 3d – элемент (Fe, Ni) с p - элементами (AL, Ge, Ga, C, B), определение структуры образовавшихся при МС сплавов и их температурной стабильности. При этом решались следующие задачи:

- выявление факторов, определяющих направление и механизм твердофазного взаимодействия в изучаемых системах;

- выявление промежуточных метастабильных фаз, образующихся при МС в исследуемых системах;

- определение температурной стабильности механосинтезированных сплавов и исследование фазовых превращений в них при термической обработке.

Научная новизна 1. На примере МС смесей Fe50Al50 экспериментально установлено, что энергетика помола определяет механизм твердофазного взаимодействия и конечное фазовое состояние порошкового сплава. При низкоэнергетическом помоле происходит взаимное растворение компонентов в решетках ГЦК Al и ОЦК Fe, с образованием на промежуточном этапе аморфной фазы, на основе Al, а при высокоэнергетическом помоле – происходит растворение Al в – Fe с образованием частично упорядоченного по типу В2 интерметаллида FeAl.

2. Изучено взаимодействие смесей Fe и Ge в области составов интерметаллидов.

Установлено, что образование стабильных фаз - Fe5Ge3 (B82), FeGe (B20) и FeGe2 (С16) происходит непосредственно в результате МС, без формирования твердых растворов.

3. Определена последовательность фазовых превращений при шаровом помоле смеси Ni с Ga с образованием сплава Ni75Ga25. Установлено, что на начальном этапе образуются сплавы богатые Ga, в том числе неизвестная ранее метастабильная фаза с тетрагональной структурой.

4. Показано, что при МС Ni с p – элементами (С и В) образуются метастабильные твердые растворы внедрения Ni(C) и Ni(B) вопреки критерию Хэгга о размерном несоответствии радиусов междоузлий ГЦК решетки и атомных радиусов С и В. Предложена феноменологическая модель заполнения октаэдрических междоузлий решетки Ni атомами С и установлены предельные концентрации твердых растворов Ni(C). Определена температурная устойчивость пересыщенных твердых растворов Ni(C) и Ni(B).

Практическая значимость Результаты проведенного исследования могут использоваться для прогнозирования фазового состава и структуры порошковых сплавов на основе Fe и Ni с p – элементами, получаемых методом МС с различной энергетикой помола.

Нанокристаллическая структура интерметаллидов, образующихся при МС в системах Fe-Al и Fe – Ge дает перспективу при создании гетероструктур ферромагнетик-парамагнетик.

Полученные при МС пересыщенные твердые растворы Ni(C) и метастабильный карбид никеля являются прекурсорами при выращивании углеродных нанотрубок. Нанокристаллические порошковые сплавы никеля с углеродом и бором, легированные тугоплавкими металлами, могут быть использованы как прекурсоры для дисперсно-упрочненных композиционных материалов.

На защиту выносятся следующие положения:

1. Влияние энергетики помола на особенности структурообразования при механохимическом синтезе смесей Fe50Al50. Сравнительный анализ структуры фаз, полученных при МС.

2. Последовательность фазообразования и характеристика конечной структуры механосинтезированных сплавов системы Fe-Ge (Fe33.3Ge67.7, Fe50Ge50, Fe62Ge38).

3. Взаимодействие компонентов смеси Ni75Ga25, определение структуры промежуточных фаз и температурной стабильности синтезированных сплавов.

4. Механохимические реакции в системе Ni – С и развитие представлений о пересыщенных твердых растворах внедрения Ni(С) с позиций дефектообразования и заполнения углеродом октаэдрических позиций ГЦК решетки Ni.

Определение структуры и температурной стабильности новых фаз, образующихся при МС смесей Ni –В (В = 13 ат.%).

Личный вклад автора Автор диссертации самостоятельно осуществлял механохимический синтез образцов, проводил их термическую обработку, рентгенографические измерения и обработку дифрактограмм. Съемка и обработка мессбауэровских спектров, получение микрофотографий на сканирующем электронном микроскопе и калориметрические измерения проведены совместно с соавторами публикаций. Цель и задачи диссертации сформулированы научным руководителем.

Основные выводы диссертационной работы сформулированы автором.

Апробация работы. Основные результаты работы докладывались на российских и международных конференциях: International Symposiums on Metastable, Mechanically Alloyed and Nanocrystalline Materials (ISMANAM – 2005, July 4-7, 2005, Paris. France), (ISMANAM – 2006, August 27-31, 2006, Warsaw, Poland), «Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий» (МНТ – VII, Обнинск, 16 – 19 июня 2003 г.), (МНТ – X, Обнинск, – 19 июня 2009 г.); 4-th International Conference On Mechanochemical And Mechanical Alloying, September 7-11, 2003, Braunschweig, Germany, III Международная конференция по коллоидной химии и физико-химической механике, МГУ им. М.В. Ломоносова, 24-28 июня, 2008г, Москва.

Публикации. Основное содержание диссертационной работы изложено в 13 печатных работах, из них 7 статей в реферируемых журналах.

Структура и объем работы. Диссертация изложена на 111 страницах, состоит из разделов:

введение, литературный обзор, материалы и методика эксперимента, результаты и обсуждение, выводы, список цитируемой литературы (143 наименования), и включает 52 рисунка и 20 таблиц.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Введение раскрывает актуальность темы исследования, в нем сформулированы цель и задачи, научная новизна и практическая значимость диссертационной работы.

Литературный обзор обобщает результаты опубликованных к настоящему моменту литературных данных, касающихся исследований сплавов в системах «металл-металл»: Fe-Al, FeGe, Ni-Ga и «металл-неметалл» Ni-C, Ni-B. Приведены описания равновесных диаграмм состояния в выше указанных системах. Рассмотрены основные аспекты технологии, физики процесса и механизмов механосинтеза. Детально проанализированы работы, посвященные предшествующим исследований МС в двойных системах Fe и Ni c Al, Ge, Ga, C, B.

По результатам обзора обоснована постановка цели и задач диссертационной работы и выбор конкретных систем для исследования.

Материалы и методика эксперимента. Для приготовления исходных порошковых смесей использовались порошки металлов - Fe, Ni, Ge, Al, Ga, а также С и В класса «особой чистоты» > 99.96 % и размерами частиц 40 100 мкм.

Помол порошков исходных металлов и их порошковых смесей проводился в вибрационной и планетарных мельницах (табл. 1) в инертной атмосфере Ar. Использование мельниц с разными параметрами приводит к тому, что механохимические процессы происходят с различными скоростями, а в некоторых случаях приводит различному фазовому составу конечных продуктов.

Это связано энергетикой воздействия при помоле смесей – т.е. количеством деформационной энергии проходящей через образец в процессе помола. Условно принято, низкоэнергетический помол соответствует удельной энергонапряженности мельниц 0.5 – 2 Вт/г, высокоэнергетический помол - > 10 Вт/г. В таблице 1 приведены параметры используемых мельниц и условия помола.

Таблица 1.Параметры мельниц Маркировка мельниц М1 М2 МТип мельницы Вибрационная Планетарная Планетарная (Fritsch) (МАПФ) Охлаждение воздушное воздушное водяное Объем реактора, см3 31 45 Масса навески образца, г 2 5-8 8-Удельная энергонапряженность, ~1 5 Вт/барабан Рентгенографические исследования проводили по дифрактограммам, полученным на автоматизированных рентгеновских дифрактометрах ДРОН-4 и HZG. Для обработки рентгенодифракционных данных использовался пакет программ X-RAYS.

Проводили качественный и количественный фазовый анализ порошков, прецизионное измерение периодов решетки кристаллических фаз, измерение степени дальнего порядка твердых растворов, определение параметров субструктуры – величины областей когерентного рассеяния, среднеквадратичной микродеформации кристаллической решетки и вероятности образования дефектов упаковки, а также «моделирование» профилей рентгеновских отражений для сопоставления с экспериментальными результатами.

Электронно-микроскопические изображения и локальный рентгеноспектральный анализ (ЛРСА) выполнен на микроскопе LEO EVO SO XVP фирмы Zeiss.

Мессбауэровские спектры измеряли при комнатной температуре на спектрометре ЯГРС4М, работающем в режиме постоянных ускорений с источником Со в матрице Сr. Обработка спектров проводилась с выделением составляющих подспектров ферромагнитных и парамагнитных фаз Fe - содержащих сплавов.

Определение температур тепловых эффектов связанных со структурными превращениями при нагреве синтезированных сплавов проводили на приборах PERKIN-ELMER (DSC-7) (50 – 720°С) или установке NETZSCH (STA 409) методом дифференциальной сканирующей калориметрии (50 - 1000°С) в атмосфере Ar.

Кроме того проводили отжиг образцов в кварцевых ампулах с остаточным давлением 4 1Па в муфельной печи при температурах 200 – 900оС с разным временем выдержки. Образцы, отожженные при политермическом и изотермическом отжигах исследовали рентгенографическим методом.

Результаты и обсуждение Система Fe-Al При низкоэнергетическом помоле твердофазное взаимодействие начинается с частичного растворения железа в алюминии, о чём свидетельствует, уменьшение периода решетки Al от 0.4049 нм до 0.4040 нм (в равновесном состоянии растворимость Al в Fe отсутствует). Твердый раствор Al(Fe), являясь неравновесной фазой, аморфизируется при деформационном воздействии.

Рис.1 Последовательность Рис.2. Описание дифракционного дифрактограмм при отражения образца Fe50Al50 двумя низкоэнергетическом помоле смеси синглетами На рис.1 представлены дифрактограммы, соответствующие различным этапам помола смеси. На дифрактограммах (8 и 22ч) заметно существенное искажение профиля линии (110).

Аппроксимация этой ассиметричной дифракционной линии в интервале углов 2 ~35-50° (отмечена кружком) функциями Лоренца адекватно описывается суперпозицией двух профилей - (110) ОЦК -Fe и аморфным «гало» (рис.2). Положение этого «гало» соответствует двум самым интенсивным линиям нанокристаллической фазы Al5Fe2. Действительно, нагрев до 350оС смеси после 8ч помола приводит к выделению этой фазы.

Параметры мессбауэровских спектров образцов после различных этапов помола, представленные в таб. 2, подтверждают результаты рентгеновских исследований. Действительно спектры образцов в интервале 8 - 40 ч помола могут быть описаны как совокупность секстета Таблица 2. Параметры Мессбауровских спектров Время Компонента , , H, Sк/S, и квадрупольного дублета, являющихся помола спектра мм/с мм/с кЭ % характеристикой ферромагнитной и Низкоэнергетический помол (М1) парамагнитной фаз, соответственно.

8ч секстет - - 332 дублет 0.22 0.48 - Увеличение времени обработки приводит 40 ч секстет 0.01 0.02 324 к росту доли дублетной составляющей от дублет 0.20 0.59 - 10 до 70% и уменьшению доли секстета секстет - - 334 - 60ч дублет 0.21 0.62 - (от 90 до30 %). При этом параметры синглет 0.22 - секстета практически не изменяются и Высокоэнергетический помол (М3) секстет - - 332 соответствуют -Fe (H ~ 330 кЭ).

20 мин синглет 0.26 - - дублет 0.23 0.35 - Параметры дублета ( ~ 0.18 - 0.22 мм/с, 30 мин секстет - - 329 ~ 0.48 - 0.62 мм/с) указывают на синглет 0.26 - - дублет 0.24 0.38 - 64 химическую неоднородность в 60 мин синглет 0.23 - - ближайшем окружении атома Fe. Близкие дублет 0.21 0.36 - параметры дублетной составляющей – изомерный сдвиг относительно -Fe, – квадрупольное расщепление, Н – эффективное имеет аморфная фаза, образующаяся в значение сверхтонкого поля, системе Al - Fe при МС, и подобны Sк/S – доля от общей площади спектра.

параметрам равновесной фазы Al5Fe2 ( = 0.23мм/с, =0.46мм/с). Увеличение времени МС до 60 ч приводит к значительному уменьшению доли секстета (8%) и появлению в спектре синглетной составляющей (~ 36 %), характеризующей кубически симметричное окружение атомов Fe, с изомерным сдвигом, близким упорядоченной по типу B2 фазе FeAl.

Конечное состояние порошка после 60 ч помола представляет собой нанокристаллический твердый раствор на основе железа Fe(Al), а = 0.2923 нм и D ~ 6.5 нм, ~ 0.8 %. При высокоэнергетическом помоле процесс МС происходит очень быстро (рис. 3). После 20 мин помола кроме следов Al, Fe появляются линии частично упорядоченной фазы FeAl, о чем свидетельствует присутствие слабой по интенсивности сверхструктурной линии (100). Степень дальнего порядка в образовавшейся фазе, S 0.4 и в интервале времен помола от 30 мин до 90 мин не меняется, как и период решетки (а=0.2918нм) (рис.4). В то же время при продолжительном помоле уменьшается величина блоков и одновременно снижается уровень микродеформаций кристаллической решетки Fe(Al) (рис. 5).

Из параметров Мессбауэровских спектров сплавов Fe50Al50, синтезированных высокоэнергетическим помолом (табл.2), следует, что уже после 20 мин МС кроме секстета от -Fe (40%) в спектре присутствует синглет (19%) с =0.23 мм/с, который характеризует области с симметричным окружением резонансного атома Fe, что свойственно упорядоченной фазе FeAl (B2).

Рис.5 Изменение параметров субструктуры твердого раствора Fe(Al) в зависимости от Рис.3 Дифрактограммы после различного времени времени помола помола Кроме того, присутствует дублет с =0.21 мм/с и =0.52мм/с, который является характеристикой неупорядоченных областей ОЦК кристаллической решетки Fe(Al). После 60 мин помола спектр может быть аппроксимирован двумя подспектрами – дублетом (52 %) и синглетом (48 %). Это подтверждает рентгенографические результаты Рис. 4 Изменение периода решётки и степени о наличии дальнего порядка по типу В2, S ~ дальнего порядка (S) от времени МС 0.47.

Таким образом, показано, что в системе Fe50Al50 при низкоэнергетическом воздействии на конечной стадии МС образуется неупорядоченный твердый раствор Fe(Al) с ОЦК (А2) структурой, тогда как высокоэнергетический помол позволяет получить частично упорядоченный твердый раствор с дальним порядком по типу В2.

Схемы механосинтеза при низкоэнергетическом (~ 1вт/г) и высокоэнергетическом (20 вт/г) помолах можно представить следующим образом:

Низкоэнергетический помол: Fe + Al Fe + Al(Fe) Fe + AM Fe (Al) Высокоэнергетический помол: Fe + Al FeAl (B2 S ~0.4) Система Fe-Ge Механосинтезы в системе Fe-Ge проведены c использованием высокоэнергетической мельницы (М3).

Взаимодействие в смеси Fe50Ge50.

Изменение фазового состава образцов по мере развития процесса твердофазного взаимодействия прослеживается из дифрактограмм, приведенных на рис. 6. Видно, что уже после 15 мин. МС появляются линии фазы FeGe2 c тетрагональной структурой (С16). Интенсивность линий Fe и Ge уменьшилась, при этом дифракционные отражения исходных компонентов заметно уширяются. С увеличением времени помола количество фазы FeGe2 растет. После 1ч МС в сплаве образовались три фазы: FeGe2, -Fe5Ge3(Fe3Ge2), FeGe. Образовавшийся моногерманид железа FeGe имеет кубическую структуру В20 и является низкотемпературной модификацией.

Рис. 6. Изменение дифракционной картины в процессе Рис. 7. Мессбауэровские спектры сплавов МС системы Fe50Ge50 в мельнице (М3) в зависимости Fe50Ge50 после различной от времени помола продолжительности МС.

Наблюдаемую последовательность образования фаз при помоле эквиатомной смеси можно объяснить из сравнения энтальпий образования (Нобр.) различных германидов железа (табл. 3).

Таблица 3 Энтальпии образования германидов. Фаза FeGe2 имеет наибольшую Фаза Fe3Ge FeGe Fe3Ge2 FeGeотрицательную величину Нобр., поэтому образование этой фазы на начальных этапах -Нобр, 8 9 11 кДж/моль помола предпочтительно по сравнению с другими фазами этой системы.

После 2 ч МС образец достигает однофазного состояния и содержит фазу FeGe (В20) с периодом решетки а = 0.4707 нм. Фаза является нанокристаллической со средним размером ОКР D 15 нм и остаточной микродеформацией решетки <2> 0.25%.

Исследование синтезированных сплавов методом Мессбауэровской спектроскопии также показывает направление твердофазного химического взаимодействия между Fe и Ge при помоле.

На рис. 7 показаны Мессбауэровкие спектры Fe50Ge50 с разделением на подспектры. Изомерный сдвиг синглета = 0.45 мм/с, что соответствует при комнатной температуре парамагнитной фазе FeGe. Синглет является широким, что, по- видимому, связано с неоднородностью ближайшего окружения атомов железа в образовавшемся моногерманиде железа.

Таблица 4 Параметры мессбауэровских спектров Взаимодействие в смесях Fe62Ge38 и Образец Параметры подспектров Fe33,3Ge67,7. МС сплавов с содержанием Fe и Ge, соответствующим составу Синглет Секстет интерметаллидных фаз - Fe3Ge2 и - FeGe2, 1, Г1, W1, Н1, W6, протекает также как в случае эквиатомного мм/с мм/с % кЭ % сплава за сравнительно короткое время и 15 мин МС 0.33 0.30 22.7 329 77.имеет аналогичную стадийность (рис. 8).

30 мин МС 0.31 0.24 45.9 328 54.Видно, что уже через 15 минут помола смеси 2 ч МС 0.45 0.63 100 - - Fe62Ge38 кроме линий исходных компонентов присутствует самая интенсивная линия фазы - FeGe2, хотя соотношение компонентов в исходной смеси Fe:Ge - 2:1обратно соотношению этих элементов в фазе.

а) б) Рис. 8. Дифрактограммы сплавов Fe62Ge38 (a) и Fe33,3Ge67,7 (б) на различных стадиях МС.

После продолжения помола до 90 мин образуется фаза, близкая исходному составу смеси, – Fe3Ge2 (или – Fe1.7Ge) с гексагональной структурой В81 и периодами решетки, а = 0.4000 нм, с = 0.5013 нм.

Согласно дифрактограммам рис. 8 б, в результате МС смеси Fe33,3Ge67,7 практически сразу формируется фаза - интерметаллид FeGe2 с тетрагональной структурой С16 и периодом решетки, а = 0.5903 нм, с = 0.4959 нм. Синтезированные фазы Fe3Ge2 и FeGe2 являются нанокристаллическими с параметрами субструктуры D = 7 нм и <2> = 0.11 и D = 15 нм и <2> = 0.32 для и фаз, соответственно. Важно отметить, что для всех трех составов образование фаз не сопровождается образованием твердых растворов.

ДСК кривые сплавов после окончания МС не показали присутствия значительных тепловых эффектов, поскольку процесс МС закончился образованием равновесных стабильных фаз FeGe, Fe3Ge2 и FeGe2.

Результаты мессбауэровской спектроскопии подтверждают последовательность превращений при МС в системе Fe-Ge.

Сравнительный анализ процессов МС в системе Fe – Ge показывает, что независимо от состава исходных смесей, образование интерметаллидов -Fe5Ge3 (Fe3Ge2), FeGe и FeGeпроходит через формирование промежуточных фаз, с максимально отрицательной энтальпии их образования. Последовательность механохимических реакций, при помоле смесей можно представить, схематически, следующим образом:

Смесь Fe50Ge50 : Fe + Ge Fe + Ge + FeGe2 Fe + Ge + FeGe2 + -Fe5Ge3(Fe3Ge2) FeGe2 + Fe5Ge3 FeGe Смесь Fe62Ge38: Fe + Ge Fe + Ge + FeGe2 Fe5GeСмесь Fe33,3Ge67,7 : Fe + Ge FeGeСистема Ni-Ga Взаимодействие в смеси Ni75Ga25 при МС. Уже после десяти минут помола смеси на дифрактограмме 1 рис. 9 выявлено несколько фаз: – исходный Ni c практически неизменным периодом решетки, кубическая фаза NiGa4 с тетрагональными искажениями (а = 0.861нм, с = 0.834нм) и метастабильная М – фаза, которая была проиндицирована как объемно-центрированная тетрагональная фаза, содержащая 28 атомов на элементарную ячейку. Параметры ячейки М – фазы - а = 0.6319 нм и с = 0.9736 нм, с/а = 1.541. Следует отметить, что рентгеновские отражения галлия отсутствуют.

Микрофотография образца после 10 мин помола показана на рис. 10. Видно, что порошок представляет собой негомогенную смесь частиц размером от долей до десятков микрон. Химический состав частиц разного размера определили методом ЛРСА. Можно выделить Рис.9. Дифрактограммы продуктов помола смеси Ni75Gaтри группы участков образца с различной концентрацией элементов (табл. 5). К первой группе относятся области, в которых атомное соотношение Ni:Ga = 71:29, что близко к стехиометрии исходной смеси. ((Ni:Ga)исх = 75:25). Эти области (рис. 10, точки 4, 6, 14) соответствуют поверхностям больших (>10 мкм) частиц никеля, на которых в точках измерения практически отсутствуют мелкие частицы. Вторая группа точек (- 13) - соответствует светлым слоистым частицам с размером ~5 мкм, в которых среднее атомное соотношение Ni:Ga = 25:75, что близко к составу фаз NiGa4 и, вероятно, М- фазы. Наконец, в третьей группе областей (точки 2, 3, 5, 7) количество Ni и Ga практически одинаково.

В этих областях присутствуют самые мелкие частицы (<3 мкм), расположенные на поверхностях крупных частиц. Среднее атомное соотношение по всей поверхности оказалось равным Ni:Ga=43:57, что соответствует обогащенной галлием поверхности кристаллитов никеля. Это означает, что после 10 мин механической обработки галлий находится преимущественно в приповерхностном слое Рис.10. Морфология поверхности образца после частиц никеля, а более глубокие слои никеля 10 мин МС. Цифрами указаны точки, в которых проводился ЛРСА.

(много больше 1 микрона) должны быть свободны от галлия.

Таблица 5 Результаты ЛРСА При продолжении помола смеси до поля 4, 6, 14 8, 9 10, 11, 12, 13 1, 2, 3, 5, 30 мин (дифрактограмма 2 рис.9) Ni/Ge ат.% 71/29 25/75 50/количество М-фазы уменьшается и кроме интерметаллида NiGa4 появляется фаза Ni3Ga4. Образовавшиеся фазы являются нанодисперсными (DGa4Ni = 16 нм и DGa4Ni3 = 11 нм). Количественный фазовый анализ продуктов МС свидетельствует о том, что весь галлий связан в кристаллические продукты реакции. После 60 мин помола (дифрактограмма 3 рис. 9) фазы с высоким содержанием галлия (М - фаза, NiGa4 и Ni3Ga4) исчезают, а образуется - фаза (NiGa).

Ассиметрично искаженные профили линий Ni (отмечено кружками на рис. 10) были описаны парными синглетами ГЦК фаз с периодами: а1 = 0.3532 нм и а2 = 0.3584 нм, что может соответствовать образованию двух твердых растворов Ni(Ga). Оценка содержания галлия в твердых растворах из периодов решетки по правилу аддитивности (правило Вегарда) показала состав твердых растворов - Ni(19%Ga) и Ni(2%Ga). Продолжение помола приводит к увеличению периодов обоих твердых растворов, что объясняется повышением содержания Ga в Ni. При этом количество твердого раствора с небольшим содержанием Ga (1) уменьшается, а количество «богатого» твердого раствора (2) увеличивается. Одновременно уменьшается количество – фазы (NiGa). После 240 мин помола на дифрактограмме 5 рис. 10 присутствуют только линии неупорядоченного ГЦК твердого раствораa2 - Ni(Ga) с периодом a = 0.3598 нм, что соответствует 25 ат.% Ga, растворенного в Ni. Размер блоков, DNi(Ga) = 8 нм, а микродеформации кристаллической решетки, <>Ni(Ga) = 0.53%.

Морфология конечного твердого раствора после 120 мин помола приведена на рис.11.

Видно, что в результате МС образовался однородный порошок с нанокристаллической субструктурой.

Детальный анализ процессов МС в системе Ni-Ga показал, что фазообразование происходит в несколько стадий:

Первая стадия происходит в тонких приповерхностных слоях, весь существующий галлий связывается с никелем в фазы с максимально возможным содержанием галлия:

Ni + Ga М-фаза + Ni NiGaЗатем в результате поверхностного взаимодействия богатых галлием продуктов и свободного никеля происходит последовательное образование фаз с более Рис. 11 Морфология МС твердого раствора Ni-25Ga высоким содержанием никеля и имеющих на равновесной диаграмме широкие области гомогенности.

NiGa4 + Ni Ni3Ga4 +Ni -NiGa +Ni a2 -Ni((19-25)% Ga) После окончательной гомогенизации порошкового сплава образуется пересыщенный твердый раствор Ni -25ат.%Ga, который испытывает упорядочение по типу L12 (Ni3Ga) после нагрева до температуры 700оС.

Система Ni-C Механохимические реакции в системе Ni-C происходят по принципиально иному механизму, по сравнению с системами «металл-металл», «металл-полуметалл». Это связано с тем, что при помоле металлический никель и неметаллический углерод различно ведут себя под действием деформации. В кристаллитах Ni развиваются дислокационные процессы, сопровождающиеся образованием точечных и протяжных дефектов, таких как дефекты упаковки, малоугловые границы блоков, локальные области с микроискажениями решетки. У второго компонента графита при деформационном воздействии стремительно растет поверхность, и, следовательно, увеличивается количество контактов никель - углерод, в зоне которых происходит химическое взаимодействие. Особенности такого поведения компонентов при МС определяют иные механизмы их взаимодействия, в отличие от взаимодействия в равновесных условиях.

Помол смесей Ni-C с содержанием углерода до 15 ат. %. Диспергирование графита и исчезновение его дифракционных линий происходит в течение первых 10 - 15 мин помола смесей, поэтому о взаимодействии углерода с никелем можно судить только по изменению положения дифракционных линий никеля.

На рис.12 приведены дифрактограммы после помола смеси Ni – 15ат.% C в течение 30 и 300 мин. Из рентгенограмм видно, что происходит существенное смещение и уширение линий никеля, что свидетельствует об образовании твердого раствора внедрения Ni(C) и сильного диспергирования субструктуры (D ~ 3 - 7 нм).

На рис. 13 представлены кривые изменения периодов решетки твердых растворов Ni(C) для различных составов исходных смесей от времени помола. Видно, что для составов 15 и 20 ат.% С Рис.12. Дифрактограммы после МС смеси (кривые 2 и 3) предельно достигаемая концентрация Ni -15ат.% C (30 и 300 мин) углерода в Ni одинакова (а = 0.3613 и 0.3606 нм) и максимальна, что свидетельствует о пределе растворимости углерода в никеле.

На рис.14 показано, как растет вероятность образования дефектов упаковки (ВДУ) в ГЦК твердом растворе Ni(C), образующемся при помоле смесей Ni - C разного состава. Видно, что ВДУ увеличивается линейно с ростом продолжительности помола. При выделении из пересыщенного Рис.13 Изменение периода решетки Ni Рис.14 Изменение ВДУ Ni от времени от времени помола для разных составов помола для разных составов смесей смесей (1) – 7ат.%С;(2) – 15;, (3 )- 20;

(4)- 35 и (5) - твердого раствора Ni(C) карбидной фазы Ni3C концентрация ВДУ резко уменьшается. Это наиболее характерно при продолжительном помоле Ni - 20ат.%C, в котором образование Ni3C произошло после 240 мин МС. Как известно, при деформации ГЦК никеля основными плоскостями скольжения являются плоскости максимальной плотности - (111). Атомы углерода, внедряясь в октаэдрические междоузлия никеля, способствуют расщеплению дислокаций, снижая энергию образования ДУ. Деформационные ДУ в ГЦК структуре соответствует гексагональной укладке атомных слоев. Действительно, в твердом растворе Ni(C) фиксируются деформационные ДУ, вероятность которых растет с увеличением содержания углерода в твердом растворе. Из-за внедренного углерода, гексагональные прослойки являются двухслойными, т.е. состоящими из слоев Ni и С. Это позволяет рассматривать их как слоевые кластеры, из которых может зарождаться гексагональная фаза Ni3C, в которой также слои Ni чередуются со слоями С. В результате помола исходных смесей с содержанием С = 7 – 15 ат. % образовались пересыщенные твердые растворы со значительной объемной долей кластеров (ДУ с прослойками С).

Определение эффективного радиуса углерода в пересыщенном твердом растворе Ni(C).

Для определения реальной растворимости C в ГЦК решетке Ni при образовании твердых растворов внедрения Ni(C) был рассчитан эффективный радиус С, занимающего октаэдрическое междоузлие в ГЦК решетке. Исходя из схемы элементарной ячейки ГЦК структуры (рис.15) можно рассчитать изменение периода решетки от количества атомов углерода, внедренных в элементарную ячейку при условии жестких сфер по выражению (1):

аNi(Сx) = 2RNi + 2 (Rокт. Ni + R· хС) (1), где RNi = 0.1246 нм, Rокт = 0.414RМе = Rокт.Ni = 0.414RNi = 0.05158 нм, R = (RС – Rокт. Ni), Рис.15. Проекция ГЦК элементарной ячейки на Рис. 16. Зависимость периода твердого плоскость (100) (центральный атом на передней раствора Ni(C) от доли углерода в грани удален элементарной ячейке Ni хС – доля атомов углерода в элементарной ячейке Ni, RС(Г) - 0.077нм ( по Гольдшмиту). Сравнение расчетной и экспериментальной кривых (рис. 16) показывает их различный наклон. Это свидетельствует о том, что эффективный радиус углерода RСэф. меньше RС(Г). Исходя из первого линейного участка экспериментальной зависимости периода Ni(C) и соотношения (1) был рассчитан RСэф.. - в твердых растворах Ni(C), который составляет ~ 0.061нм. Следует отметить, что эффективный радиус углерода атомов внедренных в твердый раствор близок к его радиусу в метастабильном гексагональном карбиде Ni3C. В рамках предлагаемой модели это может свидетельствовать о высокой дефектности неравновесных ГЦК твердых растворов Ni(C).

Помол смесей с содержанием углерода 20– 50 ат. %.

На рис. 17 приведены дифрактограммы образца смеси Ni-20 ат. % С для разных стадий МС. После 150 мин помола на дифрактограмме 1 виден только твердый раствор Ni(C), а после 240 мин (дифрактограмма 2) – смесь фаз Ni(C) и Ni3C в соотношении 46/54 масс. %. После 300 мин МС на рентгенограмме (3) присутствуют линии гексагональной фазы Ni3C. Аналогичная последовательность образования фазы карбида никеля на конечной стадии наблюдалась для смесей с содержанием углерода 25, 35 и 50 ат.%.

Формированию карбида предшествует образование Рис. 17. Дифрактограммы для разного времени помола смеси Ni -20 ат.%C твердого раствора Ni(C), в котором присутствуют дефекты упаковки.

Термическая устойчивость механосинтезированных сплавов Ni-C.

На рис. 18 представлены ДСК кривые, полученные при нагреве образцов различного состава. На кривых ДСК образцов 1 и 2, которые после МС являлись твердыми растворами Ni(C), имеется два экзотермических эффекта. Нагрев образца 3, который после МС представлял собой смесь карбида Ni3C с остатками Ni (~ 5-7 масс. %), выявил только один экзоэффект.

Рентгенофазовый анализ всех образцов после нагрева до 700оС, т.е. после высокотемпературного пика, показал присутствие только никеля с периодом решетки 0.3526 нм, а в образце состава Ni-25ат.%С также обнаружено примерно 2.5масс.%С (графита).

Высокотемпературный тепловой эффект соответствует распаду метастабильного карбида никеля (Ni3C Ni + C).

Результаты рентгенографического анализа образцов после термической Рис.18. ДСК кривые для МС образцов для обработки показали, что после нагрева до ~ разных исходных смесей: 1- 7ат.%С, 2 - 400оС образцов, полученных из смесей (С = 15ат.%С, 3 - 25ат.%С и 15 ат. %), наблюдается частичный распад твердых растворов Ni(C) с выделением карбида никеля Ni3C.

Сплавы Ni - C, полученные МС являются метастабильными, что определяется неравновесностью структур образовавшихся фаз. С переходом их в стабильное состояние связаны тепловые эффекты при нагреве.

Система Ni-B Взаимодействие бора с никелем под действием деформации изучали при помоле смеси порошков Ni и аморфного бора с атомным соотношением Ni87B13. Из дифрактограмм порошков состава Ni87B13 c разной продолжительностью помола следует (рис.19), что под действием деформации не только значительно изменяется субструктура никеля (уширение линий значительно возрастает), но и увеличивается объем элементарной ячейки. Пунктирная линия на рис. 19 проведена через отражение (311), видно, как смещаются в направлении меньших углов 2Q по сравнению с линиями Ni в исходной смеси. Такое смещение указывает на увеличение периода решетки, обусловленное внедрением B в решетку Ni. После 120 мин МС период решетки ГЦК фазы увеличился до 0.3563нм по сравнению с периодом решетки Ni, равным 0.3524нм (рис.20). С ростом продолжительности помола до 180 мин период решетки Ni(B) практически не изменился.

С учетом погрешности измерения параметров субструктуры можно отметить, что твердый раствор Ni(B) является нанокристаллическим с DОКР 6 - 10нм и уровень микродеформации его кристаллической решетки составляет ~ 0.5% (рис. 21). По-видимому, растворение B в Ni происходит по типу внедрения, несмотря на то что это не согласуется с критерием Хэгга о Рис. 20 Изменение периода твердого Рис. 19 Последовательность дифрактограмм при раствора Ni(B) помоле смеси Ni87Bвозможности заполнения атомами B октаэдрических междоузлий ГЦК - решетки, как наиболее предпочтительных позиций внедрения (rB/rM 0.59).

Однако существует представление о том, что в ГЦК решетках Ni, Co, -Fe могут образовываться промежуточные метастабильные конфигурации атомов металла и бора, подобные зонам Гинье - Престона. Эти конфигурации изоструктурны матричной ГЦК - фазе, сильно искажают ее решетку и являются устойчивыми до момента выделения из твердого раствора боридной фазы с другой структурой.

При интенсивной динамической деформации в зонах контакта Ni с B происходит активный массоперенос B в кристаллическую решетку Ni путем Рис. 21 Изменение субструктуры Ni при взаимообмена с образующимися вакансиями, помоле смеси Ni87Bмигрирующими к малоугловым границам ОКР.

Величина среднеквадратичной микродеформации решетки Ni, увеличившаяся по сравнению с начальной примерно в 5 раз, свидетельствует о том, что локальные искажения значительны и способствуют встраиванию B в октаэдрические междоузлия ГЦК - решетки. Если заполнение бором решетки не является статистическим, то твердый раствор Ni(B) концентрационно неоднороден и в нем образуются кластерные группировки, подобные зонам Гинье - Престона.

На кривой ДСК сплава Ni87B13 (рис. 22) наблюдается один размытый экзоэффект в интервале температур 420 – 690C (Q = -85 Дж/г). Этот эффект связан с распадом метастабильного твердого раствора Ni(B) и выделением из него равновесной фазы Ni3B, что подтверждается рентгенофазовым анализом отожженного в калориметре сплава (рис.23).

Рис. 22 Кривая ДСК сплава Ni87B13, 2 ч. МС Рис. 23 Дифрактограмма сплава Ni87B13 после 2 ч. МС и последующего отжига при 720C.

Сравнительный анализ объемных изменений ГЦК решетки Ni при помоле в системах Ni-C и NiB, а именно увеличение периода решетки до некоторых предельных значений, указывает на то, что твердофазное взаимодействие Ni с элементами внедрения (C и B) в неравновесных условиях приводит к формированию метастабильных пересыщенных твердых растворов. При этом механизму образования твердых растворов внедрения Ni(C) и Ni(B) способствует высокая концентрация деформационных дефектов.

ВЫВОДЫ 1. Механохимическим методом синтезированы сплавы в системах Fe - Al, Fe - Ge, Ni Ga, Ni-C и Ni-B, содержащие нанокристаллические фазы со средней величиной ОКР 20нм. Были получены:

- метастабильные неупорядоченные или частично упорядоченные твердые растворы замещения, когда p-элемент является металлом (Fe(Al), Ni(Ga));

- стабильные интерметаллидные фазы, когда p-элемент - «полуметалл» (германиды железа);

- метастабильные твердые растворы внедрения, когда p-элемент - неметалл (Ni(C), Ni(B)).

2. Структура сплава Fe50Al50 зависит от энергетических параметров помола смесей компонентов: при низкоэнергетическом помоле образуется неупорядоченный ОЦК твердый раствор Fe(Al), при высокоэнергетическом помоле - частично упорядоченный по типу В2 твердый раствор Fe(Al ) со степенью порядка 0.3 - 0.4.

3. При МС смесей Fe62Ge38, Fe50Ge50 и Fe33Ge67 получены равновесные нанокристаллические фазы Fe5Ge3(Fe3Ge2) (B82), FeGe(B20) FeGe2(C16). Твердофазное взаимодействие Fe c Ge начинается с образования FeGe2 - соединения с наибольшей отрицательной энтальпией образования в ряду германидов железа.

4. Взаимодействие компонентов смеси Ni75Ga25 при МС на начальной стадии помола связано с переходом Ga в жидкое состояние и образованием богатой галлием метастабильной Мфазы. Последующие стадии фазообразования при МС схемой:

Ni + Ga М-фаза NiGa4Ni3Ga4NiGaNi(Ga).

Неупорядоченный ГЦК твердый раствор Ni(Ga) переходит при 5000С в упорядоченную фазу Ni3Ga( тип L12).

5. Синтезированы метастабильные ГЦК твердые растворы внедрения Ni(С) с предельной концентрацией ~ 10 ат.% С. Эффективный радиус углерода, внедренного в октаэдрическую позицию твердого раствора Ni(C), составляет 0.061 нм. При более высоком содержании углерода в смеси при продолжительном помоле пересыщенный твердый раствор преобразуется в метастабильный карбид никеля Ni3C с гексагональной структурой.

6. При МС смеси Ni87B13 получен метастабильный ГЦК твердый раствор внедрения Ni(B) с периодом решетки Ni(B), а= 0.3563 нм. Твердый раствор Ni(B) распадается при нагреве до температуры 4200С с выделением стабильного борида Ni3B.

Основное содержание работы

изложено в следующих публикациях:

1. Портной В.К., Леонов А.В., Фадеева В.И., Федотов С.А. Механохимический синтез в системе Ni-Al-C// Известия РАН, Серия физическая. 2007, Т 71, № 12, С. 1738–1741.

2. Jartych E., Oleszak, D., Kubalova, L., Vasilyeva, O. Ya., Zurawicz, J. K., Pikula, T., Fedotov S.A.

//Thermal stability and hyperfine interactions of mechanically alloyed Fe-Ge phases// Journal of Alloys and Compounds. 2007 V. 430. I. 1-2 P. 116-122.

3. Портной В. К., Леонов А. В., Стрелецкий А. Н., Федотов С. А. «Механохимический синтез в системе Ni—Ga»// Материаловедение. 2008. №. 9 С. 16-26.

4. Портной В.К., Леонов А.В., Федотов С.А. Упорядочение механосинтезированных твердых растворов Ni(Ga) и Ni(Ga, C) при нагреве// ФММ, 2009, Т. 107, № 3, С. 294–302.

5. Kubalova L.M., Fadeeva V.I., Sviridov I. A., Fedotov S. A., The synthesis of nanocrystalline Ni75Nb12B13 alloys by high energy ball milling of elemental components// Journal of Alloys and Compounds 2009 V. 483 I. 1-2 P. 86-88.

6. Портной В.К., Леонов А.В., Мудрецова С.Н., Федотов С.А. Формирование карбида никеля при деформационной обработке смесей Ni–C //ФММ, 2010, Т. 109, № 2, с. 165–173.

7. Третьяков К. В., Леонов А. В., Портной В. К., Федотов С. А. Взаимодействие в системе Fe– Al при механохимическом синтезе// Неорганические материалы, 2010, Т. 46, № 9, С. 1041– 1051.

8. Федотов С.А., Леонов А.В., Похолок К.В., Фадеева В.И.. Сплав Fe50Al35Ti15, полученный механическим сплавлением и механоактивацией // Материалы VII Межгосударственного семинара «Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий», Обнинск, 16-19 июня 2003 г., с. 133-134.

9. Fedotov S.A., Leonov A.V., Pohkolok K.V., Fadeeva V.I. Formation of Fe50Al50-xTix Alloys under High-Energy Ball-Milling //4 - th Intern. Confer. On Mechanochem. And Mechanical Alloying, Braunschweig, Germany, Sept. 7-11,2003, P-1-34.

10. Jartych E., Oleszak, D., Kubalova, L., Vasilyeva, O. Ya., Zurawicz, J. K., Pikula, T., Fedotov, S.A.

//Thermal stability and hyperfine interactions of mechanically alloyed Fe-Ge phases//12 Intern Symposium. on Metastable and Nanomaterials (ISMANAM-2005) 4-7July, 2005, Paris, France p.246.

11. Fadeeva V.I., Portnoy V.K., Leonov A.V., Fedotov S.A. The formation of perovskite-type phase in the system Ni-Al-C by Mechanical Alloying //13 Intern Symposium. on Metastable and Nanomaterials (ISMANAM-2006) 27-31 August, 2006, Warsaw, Poland p.246.

12. Портной В.К., Леонов А.В., Федотов С.А. «Формирование фаз при механосинтезе сплавов двойной Ni—Ga и тройной Ni—Ga—C систем». Тезисы III Международной конференции по коллоидной химии и физико-химической механике. МГУ им. М. В. Ломоносова, Москва, 24–28 июня 2008 г. С. 84.

13. Портной В.К., Леонов А.В., Федотов С.А. Образование карбида никеля при помоле порошковых смесей Ni-C// Х Межгосударственный семинар «Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий», Обнинск, 16-19 июня 2009 г.






© 2011 www.dissers.ru - «Бесплатная электронная библиотека»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.