Структурные и фазовые изменения в сплавах системы Ni-Co при механоактивации тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

РГ5 М

^ 7 ФЕВ 1997

на правах рукописи

Сагишон Алексей Игоревич

СТРУКТУРНЫЕ И ФАЗОВЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ В СПЛАВАХ

СИСТЕМЫ №-Со ПРИ МЕХАНОАКТИВАЦИИ

Специальность 0' .04.07. - "Физика твердого тела"

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Москва 1997

Работа выполнена на кафедре рентгенографии н физики металлов Московского института стали и сплавов

Научный руководитель - доктор физико-математических наук,

профессор А.Н. Иванов.

Официальные оппоненты - доктор физико-математических наук,

Ведущая организация - Институт химической физики

Защита диссертации состоится 20 марта 1997 г. в 15 часов на заседании специализированного совета К 053,08.06 при Московском институте стали и сплавов. Адрес института: 117936, Москва, ГСП-1, Ленинский проспект 4.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Московского института стали и сплавов. Справки по телефону 955-01-63.

Ученый секретарь специализированного совета,

профессор В.И. Фадеева, кандидат технических наук ЕЛ. Капуткин.

им. Н.Н. Семенова РАН

кандидат физико-математических наук, ведущий научный сотрудник

Я.М.Муковский

4. преобладание истирающих воздействий над ударными при МА в планетарной мельнице

5. влияние предварительной мехаиоактивации порошков Ni-Co сплавоз на скорость реакции аморфизацйи при механическом сплавлении с Ti.

Практическая значимость работы. Возможность перехода к единому энергетическому дозному критерию при сравнении работы аппаратов механохимического синтеза и сопоставления результатов проведенное"! МА.

Обнаруженные закономерности влияния ЭДУ и состава атмосферы МА на тонкую кристаллическую структуру могут быть использованы для создания путем механического легирования материалов с наноструктурой, в том числе работающих при повышенных температурах.

Представленные в работе результаты и подели аппаратов для МА используются как в научных исследованиях кафедры рентгенографии и физики металлов и лаборатории AMC МЙСиС, так и при обучении (спецкурсы и спецпрактикумы) студентов специальностей 0708 и 0709.

Апробация работы. Основные результаты были доложены и обсуждены на:

1. II Международной школе-семинаре " Эволюция дефектных структур в металлах и сплавах" ( Барнаул, 1994 год)

2. III Межгосударственном семинаре " Структурно -морфологические основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий" (Обнинск, 1995 год)-

3. Научно-техническом, семинаре "Бернштейновские чтения по термомеханической обработке металлических материалов" (Москва, 1996 год)

4. Ш Международном Аэрозольном Симпозиуме (Москва, 1996 год).

• Обьем н структура работы: Диссертация, состоит из введения, 8 глав, выводов, списка литературы и приложения. Общий обьем работы составляет

страниц, рисунков, 4/Чаблиц,. список литературы вхлючает^^наименований.

-в-

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность работы, цели и задачи исследования, научная новизна и практическая значимость, а также основные положения, выносимые на защиту. '

Проведенный в литературном обзоре (глава1) анализ показывает, что число работ, по изучению эволюции дислокационных структур при МА очень мало. Как правило, авторы концентрируют внимание на особенностях развития твердофазных реакций при механическом сплавлении, отмечая, что введение в материал избыточной свободной энергии, аккумулируемой системой дефектов кристаллического строения, явх ¡ется необходимым условием начала таких реакций. Исследования тонкой кристаллической структуры носят в основном характер получения дополнительной информации. В то же время особенности кинетики твердофазных реакций часто обсуждаются с привлечением предположений о влиянии введенных дефектов без подкрепления этих предположений экспериментальными данными. При изучении литературы по данному вопросу было обнаружено, что:

1. практически отсутствуют работы, где систематически исследовалась бы эволюция тонкой кристаллической структуры при увеличении дозы МА в сплавах с различной ЭДУ;

2. сравнение данных, полученных различными авторами, затруднено отсутствием единого энергетического критерия при оценке интенсивности обработки при МА;

3. не существует экспериментальных данных или теоретических оценок термической стабильности дислокационных структур;

4. данные о влиянии на процессы МА химического состава атмосферы размольной среды отрывочны.

Методика приготовления образцов. (глава2) № и сплавы М180С020, МбоСо«, №«СОб0 ( 7=200,120,30,15 МДж/м* соответственно) выплавлялись в печи сопротивления на воздухе. Отожженные в вакууме литые образцы деформировали осадксл н напяливанием для сравнения с деформацией при МА. Опилки сплавов подвергали рекристаллизационному отжигу в проточном масляном вакууме (0.1 - 1 Па). После отжига МА

опилок проводили в планетарном активаторе АГО-2У (см.рис.1) в течение 15, 30, 60, 90, 120, 180 240 минут (скорость вращения водила составлял- ГОО мин-1). Исследование влияния состава атмосферы прешод;ми путем МА дисперсного порошка высокочистого Ni (средний размер частиц 50 днем) и отожженных опилок Ni и Ni4oCo6o в вибромельнице в статической атмосфере воздуха и аргона технической чистоты.

Вибромелышвд Планетарный

шгптатор АГО-2У

»=50 Н* . п-20 рад/с

Рис Л

Схема аппаратов для высокоэнергетического размола-механоактивации

Изотермические отжиги опилок Ni и NÍ4aCo«o, а также порошков всех изучаемых сплавов, полученных при МА с максимальной дозой, проводили в проточном масляном вакууме (0.1-1 Па), при температурах 150, 230 и 325 °С (опилки), и при 200, 300, 350,400,485 и 530 °С (порошки).

Механическое сплавление дисперсного порошка никеля п опилок Ni и Niñeóse с порошковым титаном (средний размер частиц 85 мкм) осуществляли а вибромельннце, часть экспериментов по сплавлению проводили после предварительной М А никеля и сплава NU Со«. Методика исследования ц обработки экспериментальных данных, (Глава 2) Параметры тонкой кристаллической структуры изучали путем анализа профиля рентгеновских отраженна 111, 200, 311 и 222. Регистрацию профилен осуществляли в режиме

пошагового сканирования на автоматизированных дифрактометрах типа ДРОН в Со-Ка и Сц-Ка излучениях.

Выделение физического профиля предусматривало процедуру аппроксимации экспериментального спектра сверткой физического и геометрического профилей, каждый из которых представлял собой взвешенную сумму лоренцианов кратностей , 1и 2, причем оптимальные параметры ширины, центра тяжести и веса лоренцианов вычислялись по методу наименьших квадратов. Величину микродеформаций и размер области когерентного рассеяния (ОКР) определяли методом аппроксимации: Концентрацию деформационных дефектов упаковки а рассчитывали по взаимному сдвигу линий 111 и 200, а г наличии ч материалах двойниковых дефектов упаковки судили по асимметрии физического профиля и по интенсивности фона между отражениями 111 и 200 (метод Геверса). Ввиду невозможности (из-за чрезвычайно низкой интенсивности) надежно регистрировать линию 400 для оценки истинной величины ОКР рассчитывали, на основании гипотезы об изотропности напряжений в материале, величину микродеформаций в <100> и размер ОКР в <Ю0> по уширению линии 200. Период решетки рассчитывали по угловому положению центра тяжести линии 311 после поправки на влияние деформационных дефектов упаковки. Концентрацию растворенного кислорода определяли по правилу Вегарда. Общее содержание кислорода в сплавах после МА измеряли с помощью газоанализатора фирмы LEQO.

Энергию активации процессов релаксации в напиленных и механоактивированных сплавах рассчитывали на основании уравнения Аррениуса для скорости убывания физического уширения линии 311 ( линейная регрессия в координатах In (1-Рз11ог») -.Т1) и скорости уменьшения а (для сплава Ni^Co®).

Компьютерное моделирование планетарного активатора и еибромелышцы В главе 3 описано прямое пошаговое моделирование, примененное для определения энергетических и динамических характеристик размольных аппаратов. По ньютоновским уравнениям движения для неннерциальных систем отсчета проводился расчет скоростей и положения размольных тел в

разделенные постоянным шагом моменты времени (после процедуры проверки соударения ; другими размольными телами и стенками рабочей камеры). В случае планетарного активатора отсутствие вертикальных составляющих сил определило выбор плоской модели, а для знбромельницы использовалась трехмерная модель. Коэффициент иеупругосги удара определялся в опытах по свободному падению.

Расчет энергонапряженности планетарного активатора показал, что около 90 % кинетической энергии размольные тела (шары) теряют в результате трения. Отрывы и перескоки шаров, сопровождающиеся каскадом ударов и передачей энергии материалу по [1], имеют место только при больших степенях заполнения -рабочей камеры как коллективный эффект. Режиму МА, применявшемуся в данной работе, соответствовала эиергонапряженность 8 Вт/г.

При моделировании вибромельницы было выявлено значительное изменение характера движения размольных тел при увеличении степени заполнения рабочей камеры. При малых . степенях заполнения шары движутся упорядочено, без взаимных столкновений, а энергонапряженность может быть рассчитана аналитически. Увеличение степени заполнения приводит к хаотизации движения шаров и снижению энергошпряженности. При степени заполнения 45-55% наблюдается резонансное движение коллектива шаров, что соответствует максимуму энергонапряженности (см.рис.2). Энергонапряженность виброразмола по режиму, использованному в данной работе, составляла 0.5 Вт/г.

Частота, %

а 13% а 45'/,

831 12 7? »702 31Р) МВ8 еэвз Стглеик игррки, %

0» СМ 18« 2») III

Скорости, Ч/С

Рис.2. Энепгетические и динамические

параметры внбромельшшм

Особенности эволюции тонкой кристаллической структуры при МА (главы 4,5)

Изменение параметров ТКС при увеличении дозы механической энергии, переданной при МА, представлено на рис. 3. Для сравнения приводятся данные для деформации осадкой (скоросгь деформации ё~101, где е—1л(1-е)) и нагшливакием (ё~102) ( при МД в планетарном активаторе оценка ё~10')). После осадки и напиливания наблюдается "классическая" зависимость плотности дислокаций от ЭДУ сплава: она возрастает по мере снижения ЭДУ, что связано с меньшей подвижностью дислокаций, затруднением поперечного скольжения и, как следствие, эффективным размножением дис юкаций.

ТКС в изучаемых сплавах после МА характеризуется следующими особенностями:

1. После МА с максимальной дозой плотность хаотически распределенных дислокаций и концентрация деформационных дефектов упаковки в сплавах с высокой и средней ЭДУ гораздо выше, чем после осадки и напиливания.

2. В отличие от деформации осадкой и напяливанием, после МА наблюдается обратная зависимость плотности дислокаций от ЭДУ - она убывает с уменьшением ЭДУ.

3. После МА, в отличие от деформации осадкой и напшшванием, обнаружены ОКР, истинный размер которых менее 150 нм во всех сплавах, кроме Ni-toCoso.

4. В сплаве с наименьшей ЭДУ измеряемый размер ОКР в < 111 > целиком связан с присутствием в сплаве деформационных дефектов упаковки.

5. Истинный размер ОКР, соответствующий максимальной дозе, уменьшается, при возрастании ЭДУ.

6.Двойниковые дефекты упаковки в сплавах не обнаружены.

Анализ изменения параметров ТКС показывает, что с увеличением дозы сообщенной материалу энергии происходит постепенное возрастание плотности хаотически распределенных дислокаций до определенного уровня. Дальнейшее увеличение дозы не приводит к статистически значимому изменению этой величины. Доза, соответствующая стабилизации плотности

Доза, кДж/г

Доза, кДж/г

Содержание кобальта, У.

Дочя, кДг/г

Д<на, кДеЛ-

Рис.3. Параметры ТКС в ЫьСо сплавах после МА: а) физическое уншренке линии 311; б) размер ОКР в <111 >; в) среднеквадратнческая микродеформация в <Ш>; г)концентрацня деформационных дефектовупаковки; д) плотность хаотически распределенных

.дислокаций после различных пнлоп деформации.

хаотически распределенных дислокаций, снижается с уменьшением ЭДУ сплава, а значение плотности дислокаций на стабильном уровне наоборот возрастает с увеличением ЭДУ. Истинный размер ОКР в № и ЬШоСозо немонотонно уменьшается с увеличением дозы и мало меняется в сплавах МйоСо«, №«Собе.

Совокупность экспериментальных фактов может быть интерпретирована в рамках представлений о явлениях динамической релаксации дислокационной структуры в процессе пластической деформации.

В работах [2,3] при сильной пластической деформации наблюдали реорганизацию дислокационного ансамбля, которая сопровождалась образованием фрагментированной (ячеистой) стр-'ктуры. Вид фрагментированной структуры и последовательность ее формирования определяются подвижностью дислокаций и их способностью к поперечному скольжению, т.е. ЭДУ. Переход от сетчатой структуры к фрагментированной происходит при достижении определенной плотности хаотически распределенных дислокаций (из которых образована сетка). Формирование ячеистой структуры предполагае! возможность дальнейшей деформации без значительного увеличения плотности дислокаций.

Полученные экспериментальные данные позволяют заключить, что в сплавах с высокой и средней ЭДУ при определенной дозе энергии, сообщенной материалу, образуется ячеистая структура. При дальнейшем увеличении дозы происходит постепенное сннжение среднего размера ячейки, а плотность хаотически распределенных дислокаций в теле ячейки меняется мало. Поскольку в сплавах с более низкой ЭДУ критическая плотность хаотически распределенных дислокаций достигается при меньших дозах, доза, которой соответствует образование ячеистой структуры, снижается с уменьшением ЭДУ. Размф ячейки, который, повидимому, близок к фиксируемому размеру ОКР, также определяется подвижностью дислокаций, и потому он выше в сплавах с более низкой ЭДУ. Немонотонность в изменениях средних значений среднеквадратической микродеформации и размера ОКР с увеличением дозы напоминает явления "атермического

разупрочнения", наблюдавшиеся в №-Со сплавах и в меди при значительных степенях деформации при прокатке (50-90 %) [2].

Сплав ЗчИ-юСобо с наименьшей ЭДУ характеризуется после У А наиболее низкой плогностыо хаотически распределенных дислокаций, причем ее значение, в пределах экспериментальной погрешности, одинаково после напиливания и МА. Повидимому это означает, что уже при напнливашш в данном сплаве достигается плотность дислокаций, близкая к предельной. Фиксируемый размер ОКР целиком определяется концентрацией деформационных дефектов упаковки а. Вероятно, это свидетельствует об образовании плоских скоплений дислокаций в плоскостях скольжения, что приводит к образованию полосчатой структуры. Полосчатая структура также образуется в сплавах с низкой ЭДУ деформированных до разрушения [4]. Ячеистая структура, образование которой обеспечивает сохранение "пластичности материала при высоких степенях деформации, скорее всего вообще не формируется в №.юСобо. В работе [5] обнаружено, что сплав №.»Собо после волочения при комнатной температуре до 60 - 80 % дефопмации без промежуточных отжигов разрушается при растяжении хрупко, без образования шейки, в то время как № после волочения был способен к значительной пластической деформации до разрушения и разрушался с образованием шейки. Косвенно высказанные предположения, кроме изменения параметров ТКС, подтверждаются тем, что микроскопическое исследование размеров порошинок сплавов после МА с максимальной дозой показало, что средний размер порошинок в 1Ч1»Со«о несколько ниже, чем в № ( 45 мкм против 52 мкм), а кроме того в этом сплаве заметно выше ( 15% против 5%) доля дисперсной фракции, размером менее 30 мкм.

Таким образом, характер тонкой кристаллической структуры в сплавах системы ЫЬСо при МА определяется процессами динамической релаксации дислокационной структуры. Особенности развития процессов динамической релаксации в сплавах с различной ЭДУ связаны с подвижностью дислокаций.

-и-

Влияние химического состава атмосферы рабочей камеры на тонкую кристаллическую структуру, формирующуюся при МА (глава 6>

В литературе существует представление об ускоряющем влиянии окислительной атмосферы на процессы механохимического синтеза, что связывается с охрупчиванием частиц металла вследствие образования тонких слоев хрупких окислов [7]. Сведения о влиянии состава атмосферы • на парамефы ТКС отсутствуют.

Были исследованы параметры ТКС в дисперсном № и опилках N1 и М-шСою при вибрационном размоле в статической атмосфере воздуха - Атм 1 ( 80 мл СЪ на 1г материала) и в статической атмосфере аргона технической чистоты - Атм 2. Оценка концентрации кислорода при размоле в данном случае составляет 5-8 мл Ог на 1г материала. В таблице 1 приведены результаты исследования в сравнении с данными полученными на материалах, подвергнутых МА в планетарном активаторе, Возобновление контакта с воздухом при открывании барабанов соответствовало размолу в атмосфере Атм 3 ( ~ 2 мл О2 на 1г материала). Адсорбция кислорода воздуха при транспортировке образцов к газоанализатору затрудняет интерпретацию экспериментальных данных. Так, в высокочистом дисперсном N1 химический анализ показывает содержание кислорода 0.2 % по массе. Приводимое в таблице 2 расчетное содержание кислорода во внутренних и внешних границах порошинок включает адсорбированный кислород.

Анализ полученных результатов и литературных данных о растворимости кислорода в № и Со при комнатной температуре > [7] показывает, что взаимодействие кислорода с частицами металла при МА в окислительной атмосфере приводит к образованию пересыщенного твердого раствора, а степень пересыщения возрастает с увеличением содержания Со.

Обнаружено, что концентрация кислорода в твердом растворе мало зависит от его содержания в атмосфере размольной среды при виброразмоле. В то же время размер ОКР всегда ниже, а количество кислорода во внешних и внутренних границах порошинок выше, после размола в атмосфере с большим содержанием кислорода. Это, скорее всего,

подтверждает , что применение окислительной атмосферы способствует измельчению частнц металла при МА.

Таблица 1

Параметры ТКС после размок в атмосфере с различным содержанием кислорода (доза механической энергии 28.8 кДж/г -виброразмол 16 часов, ♦-планетарный размол доза 115.2 кДж/г)

Сплаз Атм рэп ® (Со К-а) <Ош> нм аЮ' нм 3«га» А [О] масс, %

N1 1 2.73± 0.04 2.7 ±0.3 21 ±2 2.2±3 23 3.541 4.1

(дисп.) 2 3.39+ 0.06 4.3 ¿0.4 27±3 8.4±3 48 3.545 1.16

N1 1 3.34± 0.05 4.7 ±0.4 27±4 5.9±3 40 3.547 1.4

опилки 2 0.05 3.9 ±0.3 32±4 Л.0±3 47 3.541 1.2

N¡400060 1 5.00+ 0.16 7.8+1.1 19±5 38±3 . 3.562 2.07

ОПИЛКИ 2 5.110.16 8.8+1.5 28+6 33+3 ■ 3.560 1.66

N4 ♦ 3 3.86± 0.18 5.2 ±1.0 28+10 6.6±3 41 ..537 1.8

3 4.24± 0.23 4.0 ±1.2 13±2 35±3 85 3.543 4.0

Таблица 2

Распределение кислорода в сплавах после МА в окислительной атмосфере

Сплав Атм Массовая доля кислорода %, связанная :

в твердом растворе в окисле во внутренних и внешних границах итого в материале

до МА при МА

№ ПОРОШОК 1 0.0 0.4 2.2 1.5 4.1

2 0.0 0.46 0.7 1.16

№ ОПИЛКИ 1 0.1 0.4 0.9 1.4

2 0.1 ; 0.27 0.83 1.2

Н|'«Собо. ОПИЛКИ 1 О.И 0.47 1.67 2.07

2 . 0.11 0.43 1.26 1.66

ыг г 0.1 - " 0.19 1.51 1.8

№(>Соя)' 3 0.11 0.08 3.81 4.0

На основании проведенных исследований можно предположить, что при МА реализуется следующий механизм

взаимодействия кислорода с частицами металла : разрушение порошинки с образованием "чистой" поверхности -» хемосорбция и/или частичное окисление такой поверхности -> переход внешней поверхности вглубь материала при дефомационном перемешивании диффузия адсорбированного кислорода из тонкого слоя ранее внешней поверхности в толщу материала и/или растворение дисперсных окислов (которые разрушаются внутри материала в актах деформации).

При частичном окислении поверхности ухудшается свариваемость, кроме того внутри частиц присутствуют хрупкие окислы. Это объясняет факт более глубокого измельчения частиц при МА в окислительной атмосфере.

Растворение кислорода в процессе МА вызывает увеличение плотности дислокации вследствие торможения их движения примесными атмосферами. Сравнение результатов планетарного и виброразмола подтверждает такое заключение.

Распад пересыщенного раствора, образование которого происходит при меньших дозах в атмосфере с большим содержанием кислорода, может протекать в области сегрегации на дислокациях, что приводит к снижению микродеформации и образованию высокодисперсных окислов. Повидимому, высокая дисперсность окислов и их преимущественное залегание внутри частиц не позволяет выявить их с помощью рентгеновского анализа. В работе [8] окислы, не выявляемые рентгеновским методом, были обнаружены нейтрокографически.

Термическая стабильность дефектной структуры, сформированной при МА (глава 7)

Впервые проведено систематическое изучение термической стабильности структуры, сформированной при МА.

На рис. 4 в относительных единицах показана зависимость физического уширения линии 311 в № и сплаве №.шСобо, деформированных напиливанием и после МА в планетарном активаторе, от температуры и времени изотермического отжига.

Видно, что термическая стабильность сплавов после МА заметно выше. Кроме того, в сплавах после напиливания более стабильным оказывается егшав с наименьшей ЭДУ, в то время как в сплавах после М А имеет место обратная картина.

/л

* I

09 0 8 0.7 0.6 -05 -04 1 0.3 -0.2 J 0,1 -О-

рзп(отн)

—20 мин 200 мин -*-Ш40Со60 20 мин -»«-N¡4000 200 мин

295 473 573 023 673 753 603

Температура отжито, К

1 г

09 0.80.7 0.6 05 04 0.3 0.20.1 -

Рзи(отн)

235 463 503 538

Температуря отжига, К

№ 20 мин N¡213 мин

285 473 573 623 673 758 803

Температура отяжга, К

О и, ни

25

2«5 473 673 623 073 75« »03

• Температуря отжига, К

-а-N¡400060 20 мин -л-N¡4000 200 мин

—(-и-1--->-*—■—(

295 473 573 623 673 758 803 Температура отжига. К

285 473 673 »23 673 758 603 Температуря откигв. К

Рис. 4. Параметры ТКС в №-Со сплавах после деформации напиливанием, МА и последующих изотермических отжигов: физическое уширение липни 311 а) после МА, б) после напиливания; в,д) микродеформации а <111> после МА; г,е) размер ОКР в <111 > после МА.

'-¡в-

Основное изменение уширения в сплавах после МА приходится на . короткий начальный период отжига, а увеличение продолжительности отжига практически не сказывается на величине Рзи.

Энергии активации релаксационных процессов, оцененные по скорости уменьшения рзп при наименьшей выдержке, приводимые в табл. 3, одинаковы в пределах экспериментальной погрешности и не зависят от вида деформации.

Таблица 3

Энергии активации релаксационных процессов в №-Со сплавах при изотермических отжигах после напиливания* и МА**

Сплав Еакт, кДж/моль ДЕлкт, кДж/моль Коэффициент корреляции г

13.1 2.7 0.97

16.9 1.6 0.9.8

N¡800020** 15.3 1.2 0.99

№«оСО«)* * 13.3 1.2 0.98

гчьпСом* 15.2 3.6 0.97

МдаСом** 15.9 по (Ззп 1.1 0.99

ЫЦоСоы>** 12.3 по а 0.7 0.99

Полученное значение энергии активации близко по величине к энергии связи примесных атомов с дислокацией [9]. Скорее всего, эта энергия соответствует миграции примесных атомов в поле упругих напряжений дислокации.

На основании полученных данных можно предложить два механизма релаксационных процессов: 1) уменьшение микродеформаций, обусловленных полем смещений дислокаций, при образовании примесных атмосфер" типа Котрелла; 2) термически активированное вырывание отдельных дислокационных петель из примесных атмосфер, их скольжение в поле других дислокаций и анигиляция либо образование конфигураций с меньшими упругими полями.

Микродеформации уменьшаются до стабильного уровня при малом времени выдержки, причем их значение на стабильном уровне не зависит от температуры отжига. В тоже время размеры ОКР медленно возрастают с увеличением температуры и времени выдержки. Первое явление связано с образованием примесных атмосфер на дислокациях, хаотически распределенных в теле ячейки, а второе, вероятно,

свидетельствует о реализации второго механизма в дислокационных сплетениях, формирующих границы ячеек.

В сплаве ЫЦоСойо при температурах выше 300 °С обнаруживаются следы куиического окисла (№,Со) О. Таким образом, в этом сплаве релаксационные процессы, из-за наибольшего пересыщения кислородом, сопровождаются распадом твердого раствора, причем образование окисла наиболее вероятно на сегрегациях примеси по линиям дислокаций. Особенность на зависимости величины микродеформаций от температуры 20 - минутной выдержки (см.рис.4-д), возможно, свидетельствует о явлениях фазового наклепа при образовании частиц окисла.

Влияние предварительной активации и ЭДУна протекание .пехшюхилшческого синтеза в системе №-Со-'П (глава 3)

Для исследования влияния дефектности кристаллической решетки на протекание твердофазных реакций при механическом сплавлении проводили синтез с порошком 'П в атомном соотношении 1:1 после предварительной МА дозой 36 кДж/г N1 (порошок и опилки) и сплава . №-юСобо. Для сравнения так же размалывали с Т1 отожженные порошок высокочистого а также опилки, № и сплава НО-юСом. Выбранный состав смеси порошков металлов показателен, поскольку при механическом сплавлении в системах N¡-71 и Со-И легко образуется аморфная Лаза (АФ), а интерметаллиды ЖП и С0Т1 изоморфны (имеют непрерывную область растворимости).

Бпо обнаружено, что предварительная МА значительно ускоряет процесс образования аморфной фазы. Так механическое сплавление отожженного порошка № с порошком Т) не приводит к появлению АФ после дозы 7.2 кДж/г, но после дозы 14.4 кДж/г регистрируется 16.110.6 % (по массе) АФ. После предварительной активации порошка N1 14.610.6 % АФ появилось уже после дозы 7.2 кДж/г, а 27. 2±0.6 % - после дозы 14.4 кДж/г.

В случае предварительно механоактивированных опилок № АФ в количестве 81.610.7 % образуется уже после дозы 28.8 кД..7г, тогда как в случае с. более дисперсным, но неактивированным порошком N1, такое же количество АФ наблюдается только после дозы 79.2 кДж/г.

Влияние ЭДУ на скорость механохимнческого взаимодействия в системе №-Со-Т; неоднозначно. С одной стороны сравнение результатов механического сплавления с "П отожженных опилок N1 и сплава №<юСо(» показывает, что в сплаве с низкой ЭДУ АФ образуется уже после дозы, 7.2 кДж/г, тогда как в случае с опилками № АФ при этой дозе не обнаружено. С другой стороны после предварительной МА ситуация обратная : после дозы 7.2 кДж/г в смеси с опилками N1 регистрируется 47.6±0.9 % АФ, а в смеси в опилками сплава №4оСоло - 23.2±1.1% АФ. Возможно, что данные результаты выявляют влияние не собственно ЭДУ, как характеристики электронной системы в кристалле, а твердости частиц. Согласно имеющимся в литературе данным твердофазные реакции при механическом сплавлении начинают протекать с заметной скоростью при выравнивании твердости частиц, что способствует эффективному микросвариванию.

ВЫВОДЫ

1. Проведено компьютерное моделирование движения размольных тел для оценки энергетических и динамических характеристик аппаратов механохимнческого синтеза. Это позволяет сопоставлять результаты обработок в аппаратах различных конструкций на основе единого энергетического критерия.

а) Визуализация движения шаров в рабочей камере планетарной мельницы ( плоская модель) выявила, что доминирующим типом воздействия на обрабатываемые материалы является истирание, а удары возникают как коллективный эффект при больших степенях заполнения.

б) Впервые проведено моделирование вибромельницы для пространственного (трехмерного) случая. Был обнаружен максимум энергонапряженности, соответствующий степени заполнения 45-55% . Движение шаров при оптимальной загрузке происходит в резонансном режиме.

в) Подтверждены известные из литературы аналитические зависимости энергонапряженности планетарных и вибрационных мельниц от рабочих параметров.

2. Изучена зависимость дефектности кристаллической решетки от дозы энергии, сообщаемой при механической

активации (МА) в планетарной мельнице, для сплавов с существенно различной энергией дефектов упаковки (ЭДУ). Во всех исследованных сплавах степень дефектности возрастает в увеличением дозы сообщенной энергии, достигая насыщения, причем доза энергии, соответствующая насыщению уменьшается со снижением ЭДУ. Это связано с уменьшением подвижности дислокаций при понижении ЭДУ.

3. Обнаружено, что максимальная плотность хаотически распределенных дислокаций достигается в № ( ЭДУ около 200 МДж/мг) и составляет 5.9 • 10п см 2, что более чем в 3 раза выше, чем в сплаве НиоСобо РДУ около 15 МДж/м2). При деформации напиливанием плотность дислокаций в сплаве М-юСоао, в пределах экспериментальной ошибки, такая же как и после МА, в то время как з № она. составляет 2.7 • 1011 см-2. Скорее всего этот феномен объясняется подавлением динамического возврата при МА ( скорость деформации ~ 100 раз выше, чем при напиливаиип). ,

4. Установлено, что МА приводит к появлению деформационных дефектов упаковки даге в сплавах, где они не обнаруживаются при напшшвашш ( а - концентрация деформационных дефектов упаковки в N1 около 6 • Ю-3, в ЫЬоСоао - 1.1 • 10'2). Истинные размеры ОКР, наблюдаемые после МА, снижаются по мере увеличения ЭДУ сплапа.

5. Показано, что увеличение содержания кислорода в атмосфере рабочей камеры приводит к росту дефектности кристалгчческой решетки. Прн этом концентрация кислорода в твердом растворе практически не изменяется, тогда как общее содержание кислорода в материале возрастает.

6. Впервые систематически исследована термическая стабильность дефектной структуры, формирующейся при МА. Оказалось, что стабильность существенно выше, что в сплавах, деформированных напиливанием, и по иному зависит от величины ЭДУ ( после МА стабильность дефектной структуры в

• N1 значительно выше, чем в сплаве >Л«Со«), а после напиливания - наоборот). Энергия активации релаксационных процессов практически одинакова для всех исследованных сплавов и обработок и составляет 15 кДж/моль. Эта величина

соответствует оценке энергии активации Миграции примесных атомов в поле напряжений дислокации.

7. Впервые обнаружено, что предварительная • активация Ni и Ni-Co сплавов ускоряет механохимичесйсий синтез аморфной фазы в системе Ni-Co-Ti. Влияние ЭДУ на процессы механосинтеза неоднозначно и требует дальнейшего изучения.

Список литературы:

1. N. Burgio, A. lasonna, М. Magini et all // И Nuovo Cimento, v. 130 ,№4,1991 ,pp.459-476

2.Вишняков Я.Д. Современные методы исследования структуры деформнровг иных металлов-М.:Металлургия, 1975.

3. Козлов Э.В., Тришкина Л.И., Конева H.A.// ФММ,1992, №11.

4. Цыпин М.И., Козлов Э.В., Куликова Г.И. и др.// Цв. металлы, 1991 ,№7.

5. Лайнер Д.И., Крупикова-Перлина Т.И.// ФММ,1960,т.9.

6. V.K. Sethi, R.Gibala.// Acta Metallurgica, 1977,v.25,p.321

7. М.Хансен, К. Андерко. Структуры двойных сплавов. М: Мегаллургиздат, 1962.

8. J.A. Hunt, I.Soletta, S.Enzo et all.//Material Science Forum Vols. 179-181(1995), p. 255-260

9. И.И. Новиков, K.M. Розин. Кристаллография и дефекты кристаллической решетки. - М.: Металлургия, 1990.

Основное срдержание диссертации изложено в работах: 4

1. Иванов А.Н., СаЛимон А.И. Влияние энергии дефектов упаковки на структурные изменения при механоактивации. Тезисы докладов II Международного семинара "Эволюция дефектных структур в металлах и сплавов", Барнаул, 1994.

2. Иванов A.H.í Салимон А.И. Влияние энергии дефектов упаковки на структурные изменения при механоактивации. Известия РАН. Металлы. 1995, №5, с.145-148.

3. Иванов А.Н., Салимон А.И. Структурные изменения в никелевых сплавах с различной энергией дефектов упаковки

, после экстремальных воздействий. Тезисы докладов III Межгосударственного семинара " Структурно-морфологические основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий ", Обнинск, 1995.

4. Ivanov A.N., Salimon A.I. Structure changes caused by ball-mill activation of Ni-Co alloys. Book of abstracts ISMANAM-95, Quebec, 1995.

5. Иванов A.H., Дьяконова Н.П., Крюкова Л.М., Свиридова Т.А., Шелехов Е.В., Салиион А.И., Головинов А.В. Структурные и фазовые изменения в материалах при экстремальных воздействиях. // Известия ВУЗов. Черная металлургия. №7,1996.

6. Иванов А.Н., Салимон А.И. Влияние состава атмосферы на субструктурные изменения при размоле в шаровой мельнице. Тезисы докладов научно-технического семинара "Бертптейновские чтения по термомеханической обработке металлических материалов", Москва, 1996.

7.SheIechov E.V., Salimon A.I. The computer simulation of planetary and vibratory mills lor production of dispersional metal powders. Proceedings of HI International Aerosol Symposium (IAS-3), Moscow, 1996.

Подписано в печать № заказа 3S

Ус. издат. листов Тираж 100

Московский институт стали и сплавов 117936, Москва, Ленинский проспект, 4 Типография МИСиС, ул. Орджоникидзе 8/9