Закономерности формирования ультрадисперсных интерметаллидных фаз в поверхностных слоях никеля и титана при высокоинтенсивной ионной имплантации тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

Божко, Ирина Александровна АВТОР
кандидата физико-математических наук УЧЕНАЯ СТЕПЕНЬ
Томск МЕСТО ЗАЩИТЫ
2008 ГОД ЗАЩИТЫ
   
01.04.07 КОД ВАК РФ
Диссертация по физике на тему «Закономерности формирования ультрадисперсных интерметаллидных фаз в поверхностных слоях никеля и титана при высокоинтенсивной ионной имплантации»
 
Автореферат диссертации на тему "Закономерности формирования ультрадисперсных интерметаллидных фаз в поверхностных слоях никеля и титана при высокоинтенсивной ионной имплантации"

ООЗ172291

На правах рукописи

БОЖКО Ирина Александровна

ЗАКОНОМЕРНОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ УЛЬТРАДИСПЕРСНЫХ ИНТЕРМЕТАЛЛИДНЫХ ФАЗ В ПОВЕРХНОСТНЫХ СЛОЯХ НИКЕЛЯ И ТИТАНА ПРИ ВЫСОКОИНТЕНСИВНОЙ ИОННОЙ ИМПЛАНТАЦИИ

Специальность 01 04 07 - физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

1 6 [

Томск-2008

003172291

Работа выполнена в ГОУ ВПО «Томском государственном архитектурно-строительном университете

Научный руководитель доктор физико-математических наук,

профессор Шаркеев Юрий Петрович

Официальные оппоненты доктор физико-математических наук,

профессор Иванов Юрий Федорович

доктор физико-математических наук, профессор Демьянов Борис Федорович

Ведущая организация Томский политехнический университет

Защита состоится « 2 » июля 2008 года в 12 00 часов на заседании диссертационного совета Д 212 004 04 при Алтайском государственном техническом университете им И И Ползунова по адресу 656038, Алтайский край, г Барнаул, пр Ленина, 46

С диссертацией можно ознакомиться в научной библиотеке Алтайского государственного технического университета им И И Ползунова

Автореферат разослан « зс » i Л С Ct í£- 2008 г

Ученый секретарь диссертационного совета, кандидат физико-математических наук

Романенко В В

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Создание и совершенствование новой техники, работающей в условиях высоких и низких температур, агрессивных сред, невозможно без создания новых материалов и технологий их изготовления Однако использование дефицитных и дорогих конструкционных материалов во всем объеме изделия не всегда является целесообразным Экономически себя оправдывает использование материалов, поверхность которых обработана потоками заряженных частиц, обеспечивающих повышение твердости, износостойкости и коррозионной устойчивости к агрессивным средам Одним из перспективных методов управления прочностными свойствами поверхностных слоев металлов и сплавов является ионная имплантация Ионная имплантация является эффективным методом модификации микроструктуры и элементного состава поверхностных слоев конструкционных и инструментальных материалов вследствие формирования твердых растворов высокой концентрации, фаз внедрения или интерметаллидных соединений

Одним из актуальных направлений метода ионной имплантации является формирование интерметаллидных соединений в поверхностных слоях металлов Интерметаллиды представляют уникальный класс материалов, которые по своим характеристикам существенно превосходят обычные металлы Выбор интерме-таллидов обусловлен комплексом необходимых для техники свойств Для разработки высокопрочных и износостойких конструкционных материалов на основе интерметаллидных соединений наибольший интерес представляют системы никель-алюминий и титан-алюминий Единственным недостатком, ограничивающим применение этих материалов, является хрупкость Пластичными интерметаллиды становятся при уменьшении размера зерна ниже критического размера Поэтому особое внимание исследователей уделяется возможности использования ионной имплантации для синтеза интерметаллидных фаз в ультрадисперсном и нанокристаллическом состояниях в поверхностных слоях металлов, что позволяет значительно улучшить механические свойства поверхностных слоев материалов В связи с этим синтез интерметаллидных фаз в ультрадисперсном состоянии посредством ионной имплантации с целью улучшения механических свойств материалов является перспективным направлением Особое место среди методов ионной имплантации занимает высокоинтенсивная ионная имплантация, позволяющая в условиях высоких плотностей ионного потока достигать высоких доз ионного легирования и высоких температур облучаемой мишени Данные особенности высокоинтенсивной ионной имплантации приводят к значительной толщине ионно-легированного поверхностного слоя по сравнению с проективным пробегом ионов Несмотря на то, что исследован значительный круг имплантированных систем, вопрос о влиянии условий имплантации на фазовый состав и физико-механические свойства поверхностных слоев материалов, подвергнутых ионной обработке до конца не выяснен Это определяет актуальность исследований основных закономерностей фазообразования в поверхностных слоях металлов при высокоинтенсивной ионной имплантации

3

Основной целью настоящей работы является выявление закономерностей формирования ультрадисперсных интерметаллидных фаз в поверхностных слоях никеля и титана (ВТ1-0), модифицированных при высокоинтенсивной имплантации ионов алюминия

Для достижения поставленной цели решались следующие задачи.

• Синтез ультрадисперсных интерметаллидных фаз в поверхностных слоях металлов (никель и титан) в условиях высокоинтенсивной ионной имплантации алюминия

• Исследование элементного состава, структурно-фазового состояния поверхностных слоев никеля и титана, имплантированных ионами алюминия Изучение влияния ионной имплантации на физико-механические свойства материала мишени в условиях формирования ультрадисперсных интерметаллидных фаз на примере ионно-легированного титана

• Выявление основных закономерностей и факторов, определяющих физико-химические процессы формирования ультрадисперсных интерметаллидов в поверхностных слоях никеля и титана при высокоинтенсивной ионной имплантации

Научная новизна. В диссертационной работе впервые

• методом высокоинтенсивной имплантации ионов алюминия с энергией 4070 нм получены ионно-легированные поверхностные слои никеля, толщиной 400 нм и титана - 2600 нм, содержащие ультрадисперсные интерметаллидные фазы Ы|3А1, №А1, Т13А1 и Т1А1 Данные величины многократно превышают проективный пробег ионов алюминия (34 нм - никелевая мишень, 36 нм - титановая мишень),

• выявлены корреляционные зависимости между основными параметрами облучения (доза облучения и время имплантации) и основными характеристиками модифицированных слоев (толщина ионно-легированных слоев, средний размер частиц формируемых фаз и их конгломератов) Увеличение дозы облучения в интервале (2,2 1017-1,0 1019) ион/см2 приводит к закономерному росту толщины ионно-легированных слоев никеля и титана (280-2200 нм), увеличению среднего размера частиц формирующихся интерметаллидных фаз в никеле и титане (20-70 нм), а также конгломератов интерметаллидных фаз в титане (70-600 нм)

• из сопоставления концентрационных профилей внедренных атомов алюминия с результатами послойного исследования фазового состава методом просвечивающей электронной микроскопии и диаграммами состояния систем №-А1 и Т1-А1 определены места локализации формируемых наноразмерных интерметаллидных фаз по глубине имплантированных мишеней Предложена схема, иллюстрирующая распределение интерметаллидных фаз по глубине никелевой и титановой мишеней

Положения, выносимые на защиту:

1 Закономерности формирования структуры ионно-легированных поверхностных слоев в никеле и титане при высокоинтенсивной среднеэнергетической имплантации ионов алюминия дозами (2,2 1017 -1,0 1019) ион/см2 Толщина этих слоев составляет 400 нм для никеля и 2600 нм для титана при максимальных дозах облучения и на один - полтора порядка превышает величину проективного пробега ионов А1 (34 нм в №, 36 нм в Т1), что обусловлено значительными градиентами концентрации внедряемого при ионной имплантации элемента и высокой диффузионной подвижностью из-за значительных температур мишеней Увеличение дозы облучения ионами алюминия приводит к росту толщины ионно-легированных слоев никеля и титана

2 При высокоинтенсивной ионной имплантации алюминия в интервале доз (2,2 10|7-1,0 1019) ион/см2 и температурах облучаемой мишени 450-1450 К в ионно-легированных слоях никеля и титана образуются ультрадисперсные (наноразмер-ные) фазы интерметаллидов ]\Т13А1, №А1, Т13А1 и Т1А1 со средним размером частиц 20-70 нм и твердых растворов алюминия в никеле и титане переменного по глубине состава При дозах облучения (6,2 1017—2,2 1018)ион/см2 в титане происходит объединение частиц формируемых интерметаллидных фаз в конгломераты со средним размером (70-600 нм) Средний размер частиц интерметаллидных фаз никеля и титана и их конгломератов в титане растет с увеличением дозы облучения

3 Схемы строения ионно-модифицированных поверхностных слоев, сформированных в условиях высокоинтенсивной имплантации Градиентно-структурированный поверхностный ионно-легированный слой состоит из трех зон, плавно переходящих друг в друга и отличающихся фазовым составом от облученной поверхности в глубь образца расположена трехфазная зона, содержащая фазы состава МеА1, Ме3А1 и твердый раствор А1 в Ме, далее расположена двухфазная зона, содержащая фазы Ме3А1 и твердый раствор А1 в Ме, завершает область легирования однофазная зона, состоящая из твердого раствора А1 в Ме Отличительной особенностью строения ионно-легированного титана, имплантированного ионами алюминия, является наличие конгломератов интерметаллидных фаз в ионно-легированном слое и формирование на его поверхности пленки, содержащей алюминий, кислород и углерод

4 Высокие значения микротвердости (3-8,5 ГПа) и низкая величина износа (1,5 мм3/Н м) в условиях трения при повышенных температурах ионно-имплантированного титана по сравнению с неимплантированным состоянием обусловлены формированием градиентных поверхностных слоев титана, содержащих наноразмерные интерметаллидные фазы

Практическая значимость. В работе определены зоны локализации интерметаллидных фаз, образованных в процессе имплантации, и выявлены общность и различия в строении поверхностных ионно-легированных слоев никеля и титана В поверхностном слое имплантированных мишеней Т1 и N1 можно выделить несколько многофазных зон, где область, содержащая интерметаллидные фазы

MeAl, Ме3А] и твердый раствор алюминия в металле, наиболее приближена к поверхности Как результат формируется материал, обладающий высокой поверхностной твердостью и износостойкостью при средних и повышенных температурах Выявленные в данной работе закономерности формирования модифицированных слоев являются практически важными, поскольку позволяют целенаправленно управлять синтезом поверхностных ионно-модифицированных слоев и тем самым получать материал с заданным комплексом физико-механических свойств

Достоверность полученных результатов и обоснованность научных положений подтверждается физически обоснованной постановкой решаемых задач, применением требуемого комплекса методов исследований, достаточным объемом полученных экспериментальных результатов, их глубокой проработкой и сопоставлением с имеющимися литературными данными

Личный вклад автора. Все экспериментальные результаты, вошедшие в диссертацию, получены лично автором Подавляющее большинство исследований выполнено при непосредственном участии автора, которое заключается в постановке задачи, выборе средств достижения цели, обсуждении полученных результатов и коррекции на их основе дальнейших исследований

Апробация работы. Основные результаты работы были изложены и обсуждены на следующих научных конференциях V Международный уральский семинар «Физика радиационных повреждений металлов и сплавов» (Снежинск, Россия 2003), XII, XIII, XIV Международные совещания «Радиационная физика твердого тела» (Севастополь, Украина, 2002, 2003, 2004), 6-ая, 7-ая, 8-ая Международные конференции по модификации свойств материалов пучками заряженных частиц и плазменными потоками (Томск, Россия, 2002, 2004, 2006), 2-ой, 7-ой международные симпозиумы «Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах» (Сочи, 2001, 2004), 8th Korean-Russian International Symposium on Science&Technology (Томск, Россия, 2004), Nanoparticles, Nanostructures and Nanocomposites (Санкт-Петербург, Россия, 2004), X Международный семинар «Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов» (Екатеринбург, Россия, 2005), 14th International conference on surface modification of materials by ion beams (Kusadasi, Turkey, 2005), Topical Meeting of the European ceramic society «Structural Chemistry of Partially ordered systems, Nanoparticles and Nanocomposites» (Санкт-Петербург, Россия, 2006), 2-ая Всероссийская конференция по наноматериалам и 4-ый Международный научный семинар «Наноструктурные материалы 2007 Беларусь-Россия» (Новосибирск, Россия, 2007), 10-ый международный симпозиум «Порядок, беспорядок и свойства оксидов» (Сочи, Россия, 2007)

Публикации. Результаты диссертационной работы изложены в 23 работах, из которых 14 в реферируемых изданиях и 9 в материалах конференций

Объем и структура диссертации. Диссертация состоит из введения, четырех глав, выводов и списка цитируемой литературы Общий объем диссертации составляет 191 страница, включая 89 рисунков, 27 таблиц и список цитируемой литературы из 159 наименований

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении описано современное состояние проблемы, обоснована актуальность работы Представлено краткое содержание диссертационной работы, изложены основные положения выносимые на защиту

Первый раздел «Модифицирование поверхностных слоев металлов посредством формирования наноразмерных интерметаллидных фаз при ионной имплантации» посвящен анализу литературных данных по ионному синтезу и модифицированию материалов, физическим основам взаимодействия заряженных частиц и концентрированных потоков энергии с твердым телом, а также совокупности методов получения и транспортировки заряженных пучков и плазмы Рассмотрены современные способы получения нанокристаллических материалов, особенности их структуры и основные свойства Приведены обобщенные сведения о диаграммах состояния двойных металлических систем №-А1, Т1-А1, об образующихся в этих системах соединениях и их кристаллических структурах Особое внимание обращено на интерметаллидные соединения №3А1, №А1, Т13А1 и Т1А1, их свойства и области практического применения Систематизированы имеющиеся в литературе данные о формировании интерметаллидных фаз бинарных систем №-А1 и Т1-А1 с использованием метода ионной имплантации

Второй раздел «Материалы и методы исследования» содержит описание объектов и методов их исследования, а также методик подготовки образцов для исследований

Объектами исследования являлись поликристаллические образцы никеля (99,99 вес %) и технически чистого титана (ВТ1-0), имплантированные ионами алюминия в высокоинтенсивном режиме на экспериментальной установке, оснащенной источником ускоренных ионов на основе непрерывного вакуумно-дугового разряда «Радуга-5» (НИИ ЯФ при ТПУ) Облучение мишеней ионами алюминия проводилось при давлении 410"3 Па, полученном с применением высоковакуумного паромасляного насоса Все режимы ионной обработки никелевых и титановых образцов соответствовали высокоинтенсивной ионной имплантации

Имплантация ионов алюминия в никель проведена при ускоряющем напряжении 40 кВ Режимы отличались температурой образцов и расстоянием от источника ионов до никелевых мишеней (табл 1) Вариация расстояния позволяла изменять интенсивность ионного потока и тем самым варьировать дозу ионного облучения при одинаковом времени обработки

Облучение титановых образцов проводилось при ускоряющем напряжении 20 кВ Расстояние от образцов до источника ионов составляло 0,40 м Обработка начиналась при комнатной температуре Максимальна рабочая температура -1173 К при выбранном режиме достигалась в течение 6,5 мин После достижения заданной температуры образцов, ее поддержание обеспечивалось изменением частоты следования импульсов пучка ионов Были выполнены четыре серии экспериментов (табл 1), отличающихся временем ионной обработки Вариация дли-

тельности ионной обработки титановых мишеней позволяла изменять дозу облучения ионами алюминия

Ионно-легированные поверхностные слои никеля и титана исследовали на элементный состав методами Резерфордовского обратного рассеяния и Оже-электронной спектроскопии Исследования морфология поверхности образцов до и после ионной имплантации выполнены методом оптической микроскопии Исследование структурно-фазового состояния имплантированных образцов проведено методами просвечивающей электронной микроскопии и рентгенофазового анализа Микротвердость имплантированных образцов титана исследована по методу Виккерса Исследование трибологических характеристик ионно-легированных слоев титана проведены на воздухе при температурах образца 298-670 К с использованием метода испытания «шар на диске»

Подробно описана методика подготовки объектов для послойных электронно-микроскопических исследований поверхностных слоев никеля и титана, ион-но-легированных алюминием

Таблица 1 Режимы ионной имплантации алюминия в никель и титан

Система Режим Ускоряющее напряжение, кВ Расстояние от источника ионов до образцов, м Температура поверхности мишени, К Время имплантации, мин Доза облучения, ион/см2

1 1,05 450 4,0 1017

1 г 2 40 0,63 500 20 2,0 1018

3 0,24 1450 1,0 1019

1 12 2,2 1017

ч 2 20 0,40 1173 35 6,2 1017

н 3 61 1,1 1018

4 125 2,2 10'8

В третьем разделе «Структурно-фазовое состояние поверхностных слоев никеля, модифицированных ионами алюминия» представлены результаты комплексного исследования элементного состава, микроструктуры и фазового состава поверхностных слоев никеля, имплантированных ионами алюминия в высокоинтенсивном режиме при дозах облучения (4 1017— 1 1019) ион/см2

В условиях высокоинтенсивной имплантации ионов алюминия в никеле формируются поверхностные легированные слои толщиной 280-400 нм (табл 2), что значительно превышает величину проективного пробега ионов При этом максимальная концентрация внедряемого алюминия достигает 75 ат %

Изучение структурно-фазового состояния ионно-легированных слоев никеля методом просвечивающей электронной микроскопии (рис 1, табл 2) показало, что в исследованном интервале доз облучения в его поверхностных слоях формируются интерметаллидные фазы №3А1 и №А 1, а также происходит образование твердого раствора алюминия в никеле Рентгенофазовый анализ показал, что твердый раствор алюминия в никеле имеет переменный состав по глубине (0,5-14 ат % А1) Полученные результаты позволяют сделать вывод о том, что при высокоинтенсивной ионной имплантации алюминия формируются поверхностные ионно-легированные слои никеля, имеющие градиентно-слоистую структуру При этом формирование вышеперечисленных фаз происходит в соответствии с равновесной фазовой диаграммой

Отличительной особенностью полученных результатов является тот факт, что в условиях высокоинтенсивной ионной имплантации происходит интенсивное протекание процессов фазообразования интерметаллидных соединений Это связано с высокой концентрацией легирующего элемента, внедряемого при ионной имплантации, а также с высокой температурой, достигаемой в мишени при ионном облучении В поверхностном слое никеля после ионной имплантации алюминия наблюдается примесь кислорода, который образует оксид алюминия А1203

Электронно-микроскопические исследования поверхностных ионно-легированных слоев никеля в темнопольном режиме позволили установить, что все формируемые фазы имеют высокую дисперсность Средний размер частиц формирующихся фаз составляет 57 нм при ионной обработке по режиму 1, 40 нм - по режиму 2 и 60 нм - по режиму 3 (см табл 2) В соответствии с имеющейся классификацией формирующиеся выделения интерметаллидных фаз по размерам следует отнести к наноразмерным фазам

Сопоставление концентрационных профилей внедренного алюминия и результатов послойного исследования фазового состава методами просвечивающей электронной микроскопии и рентгенофазового анализа с диаграммой состояния системы N1 - А1 позволило установить места локализации фаз, формирующихся в условиях высокоинтенсивной ионной имплантации алюминия в никель (табл 2)

На основании полученных экспериментальных данных предложена схема строения поверхностных ионно-легированных слоев никеля, сформированных при высокоинтенсивной ионной имплантации алюминия (рис 2а) В целом ионно-легированный слой никеля состоит из трех зон, отличающихся друг от друга фазовым составом От ионно-имплантированной поверхности образца никеля в глубь формируется трехфазная зона III, содержащая ультрадисперсные частицы интерметаллидных фаз Р-№А1 и у '-М13А1 в матрице у-твердого раствора А1 в N1 Далее расположена двухфазная зона И, в состав которой входят у '-№зА1 и у-твердый раствор А1 в N1 В завершении наблюдается однофазная зона I, содержащая только твердый раствор алюминия в никеле переменного состава

Рис. 1. Светлопольные (а, д, и), темнопольные (в, ж, л) электронно-микроскопические изображения и микродифракционные картины (б, е, к) имплантированных поверхностных слоев никеля с распределениями частиц формируемых фаз по размерам (г, з, м). Доза облучения (ион/см2): а, б, в, г - 4,0-1017; д, е, ж, з - 2,0-Ю18; и, к, л, м - 1,0-10

!

Таблица 2 Основные характеристики поверхностных слоев никеля и титана, имплантированных ионами алюминия

1 Система 1 Доза облучения, ион/см2 Толщина Средний размер частиц фаз и их конгломератов (*), нм Фазовый состав

Режим ионно-легированного слоя, нм интерметалл иды (области локализации фаз) оксиды и карбиды

36 Р-№А1(0-56нм)

1 4,0 1017 280 68 у '-№3А1 (0-100 нм)

- у-тв раствор (0-280 нм)

35 (3-№А1 (0-83 нм)

Ni-Al -> 2,0 1018 350 47 у '-N^1 (0-142 нм) А1203

- у-тв раствор (0-350 нм)

50 Р-Тч[1А1 (0-45 нм)

3 1,0 1019 400 73 у '-№зА1 (0-90 нм)

- у-тв раствор (0-400 нм)

У-Т1А1 (115-140 нм) ТЮ (мо-

1 600 20 а2-ТьА1 (50-210 нм)1 нокл),

2,2 10 а-тв раствор (50^100 нм) ТЮ2 (гекс), Т.С(куб), А]20з (гекс)

У-Т1А1 (90-460 нм) ТЮ2 (гекс), Т.С(куб), у-А1203

2 6,2 10'7 1600 32, 70* а2-Т)3А1 (90-520 нм)

а-тв раствор (90-1600 нм)

1 Н У-Т1А1 (170-700 нм)

3 1,1 1018 2000 52, 240* а2-Т13А1 (170-880 нм) ТЮ2 (гекс),

а-тв раствор (170-2000 нм) у-А1203

У-Т1А1 (560-1420 нм) ТЮ (мо-

2,2 1018 а2-Т13А1 нокл),

4 2600 70, 580* (390-1500 нм) ТЮ2 (гекс),

а-тв раствор (390-2600 нм) у-А1203, у'-А1203

I

у'-№3А1

у-твердый раствор А1в№

а б

Рис. 2. Схема строения поверхностных ионно-легированных слоев никеля (а) и титана (б), имплантированных ионами алюминия: I-однофазная зона (твердый раствор А1 в Ме, где Ме=М, И), II - двухфазная зона (твердый раствор А1 в Ме, Ме3А1), III - трехфазная зона (твердый раствор А1 в Ме, Ме3А1 и МеА1). Справа стрелками указаны области локализации формируемых фаз

Зависимость толщин областей локализации фаз, формируемых при высокоинтенсивной ионной имплантации алюминия в никель, от дозы облучения представлена на рис. 3. При увеличении дозы облучения от 4-10'7 ион/см2 (режим 1) до 2-Ю18 ион/см2 (режим 2) наблюдается увеличение толщины областей локализации интерметаллидных фаз (у '-№3А1, [3-№А1) и твердого раствора алюминия в никеле. При максимальной дозе облучения МО19 ион/см2 (режим 3) область локализации твердого раствора также увеличивается, в то время как области локализации интерметаллидных фаз у'-№зА1 и |3-№А1 несколько уменьшаются. Наблюдаемый факт можно объяснить тем, что при высоких дозах облучения в ходе ионной имплантации значительную роль в формировании поверхностных ионно-легированных слоев облучаемого металла играет процесс распыления. Увеличение дозы облучения до 1-Ю19 ион/см2 приводит к значительному распылению поверхности облучаемого никеля, вследствие чего происходит уменьшение толщины слоев, содержащих интерметаллидные фазы у '-№3А1 и (3-№А1.

На основе выявленных закономерностей изменения толщин областей локализации фаз и многофазных слоев, а также размеров формируемых фаз от параметров имплантации, предложена схема эволюции модифицированных слоев никеля. Дан-

пленка

а-твердый раствор А1 в "П

Оз-ТЧзА!

ная схема иллюстрирует распределение частиц интерметаллидных фаз и твердого раствора по глубине имплантированного никеля

В четвертом разделе «Структурно-фазовое состояние и физико-механические свойства поверхностных сюев титана, ионно-легированных алюминием» исследованы элементный состав, структурно-фазовое состояние и механические свойства поверхностных слоев титана (ВТ1-0), модифицированных методом ионной имплантации алюми-

Е22у'-фаза Г . |у-фаза

J

40 60 80 100 120 Доза облучения (Ф), 10п ион/см2

Рис 3 Зависимость толщины областей локализации фаз, формируемых в по-ния в высокоинтенсивном режиме при верХНостных слоях никеля при ионной

алюминия, от дозы

дозах ионного облучения в интервале имплантации (2,2 1017- 2,2 1018) ион/см2 облучения

Полученные результаты, показывают, что при высокоинтенсивной имплантации образцов титана ионами алюминия со средней энергией 40 кэВ были получены модифицированные слои толщиной от 400 нм до 2600 нм (табл 2) При этом максимальная концентрация внедренного алюминия достигала 63 ат %

Изучение структурно-фазового состояния ионно-легированных слоев титана методом просвечивающей электронной микроскопией (рис 4, табл 2) показало, что при всех режимах имплантации в его поверхностных слоях формируются интерме-таллидные фазы состава Т13А1 и Т1А1, средний размер частиц которых составляют 20-70 нм Наряду с интерметаллидными фазами происходит формирование твердого раствора алюминия в титане Следует отметить, что с ростом дозы облучения наблюдается эволюция вида микродифракционных картин имплантированных образцов титана от кольцевых к точечным, что обусловлено в первую очередь ростом среднего размера частиц формирующихся фаз Как и в случае системы N1-А1 обнаруженные фазы являются нанокристаллическими Формирование данных фаз согласуется с равновесной фазовой диаграммой системы Т1-А1 В поверхностных слоях титана при ионной имплантации кроме соединений системы Т1-А1 образуются также оксиды титана и алюминия (табл 2)

Сравнение концентрационных профилей, полученных методом электронной Ожэ-спектроскопии, с результатами послойного исследования фазового состава методом просвечивающей электронной микроскопии и равновесной фазовой диаграммой системы Т1-А1 позволили выявить места локализации фаз (табл 2), формирующихся в поверхностных слоях титана, имплантированного ионами алюминия Полученные результаты указывают на общую закономерность в строении поверхностных ионно-легированных слоев титана (рис 26)

■шпш

вООнм Ю^ЩЯИИ 500 им

О 50 100 Лии

Рис. 4. Светлопольные (а, д, и), темнопольные (в, ж, л) электронно-микроскопические изображения и микродифракционные картины (б, е, к) имплантированных поверхностных слоев титана с распределениями частиц формируемых фаз по размерам (г, з, м). Доза облучения (ион/см2): а, б, в, г - 2,2-1017; д, е, ж, з- 6,2-1017; и, к, л, м - 1,Н018

От облученной поверхности вглубь имплантированного слоя для всех режимов ионной имплантации можно выделить три области область локализации у-фазы Т1А1, область локализации а2-фазы Т13А1 и область локализации а-твердого раствора алюминия в титане В свою очередь указанные области фаз формируют три зоны (см рис 26) трехфазная зона III, содержащая фазы у-Т1А1, 0С2-Т13А1, и а-твердый раствор А1 в Т1, далее следует двухфазная зона II, состоящая из а2-Т13А1 и а-твердого раствора А1 в Т1, и в завершении однофазная зона I, состоящая только из а-твердого раствора А1 в Т1 Дополнительно на поверхности имплантированных образцов титана формируется поверхностная пленка (IV), содержащая алюминий, кислород и углерод

Следует отметить, что толщина областей локализации фаз и формируемых многофазных слоев, зависит от времени имплантации и, соответственно, от дозы облучения Увеличение дозы облучения приводит к закономерному росту толщин всех слоев (рис 5), формируемых в имплантированных образцах титана Рост дозы облучения также приводит к увеличению среднего размера частиц формируемых нанокристаллических фаз (рис 6)

При дозах облучения (6,2 1017-2,2 1018) ион/см2 происходит процесс объединения нанокристаллических частиц формирующихся интерметаллидных фаз в конгломераты, средний размер которых также с ростом дозы увеличивается от 70 нм до 600 нм (рис 6) Оксиды титана и алюминия, а также карбид титана формируются в основном в области ионно-легированного слоя наиболее приближенного к поверхности облучаемой мишени

Время имплантации (f), мин О 50 100 150

I _ _

имплантаровчннъщ слой слой I свдиП

Время имплантации (/), мин 0 50 100 150

0 5 10 15 20 25 30 Доза облучения (Ф), ион/см2

Рис 6 Зависимости среднего размера частиц и конгломератов фаз, формируемых в поверхностных ионно-легированных слоях Т1 от дозы облучения и времени имплантации

На основании полученных экспериментальных данных предложена схема эволюции структурно-фазового состояния поверхностных слоев титана, имплантированных ионами алюминия, в зависимости от дозы облучения с указанием областей локализации формируемых фаз

0 5 10 15 20 25 30

П 2

Доза облучения (Ф), 10 ион/см

Рис 5 Зависимости толщин поверхностных слоев Т1, имплантированных ионами А1, от дозы облучения и времени имплантации

Предложена физико-математическая модель переноса вещества в поликристаллических металлических материалах (никель и титан) при радиационных воздействиях ионными пучками, в которой наряду с прямой объемной диффузией от облучаемой поверхности принимается во внимание диффузия по мигрирующим протяженным дефектам, взаимодействующим с примесью. Проведенные в работе исследования показали, что усиленный массоперенос в металлах при высокодозо-вой ионной имплантации может быть обусловлен увеличением подвижности диффундирующих атомов по мигрирующим протяженным дефектам структуры.

В условиях высокоинтенсивной ионной имплантации удалось получить материал с модифицированным поверхностным слоем, обладающего повышенными механическими свойствами. Все имплантированные образцы титана характеризуются увеличением микротвердости поверхностных слоев в области глубин 5002000 нм. Для образца титана, имплантированного по режиму 4, наблюдается увеличение микротвердости в 1,5-3 раза в приповерхностной области толщиной ~1 мкм. Это обусловлено формированием многофазных слоев на основе ультрадисперсных интерметаллидных фаз («2-ТЪА1 и у-'ПЛ1).

I 1 Исходный Т1 1 Режим 4

4 -7 ГПа

2000 у, нм

200

400

600

Г, К

Рис. 7. Зависимости микротвердости (а) от глубины проникновения индетора и величины износа (б) от температуры испытаний ионно-легированных и исходного образцов титана. Справа указана теоретическая оценка повышения микротвердости материала согласно соотношению Холла-Петча

На основании закона Холла-Петча при формировании частиц интерметалли-да Т1зА1 размером 20-70 нм можно ожидать увеличение микротвердости на 4— 7 ГПа (рис. 7а). Полученные экспериментальные результаты показали, что наблюдаемое повышение микротвердости поверхностных ионно-легированных слоев титана, содержащих нанокристаллические частицы интерметаллидных фаз, выполняется в соответствии с законом Холла-Петча.

Исследование трибологических свойств образцов титана до и после ионной имплантации показало, что при комнатной температуре величина износа образца титана, имплантированного по режиму 4 меньше, чем величина износа неимплан-тированного образца (рис. 76). Увеличение температуры образцов в ходе трибологических испытаний приводит к увеличению величины износа неимплантирован-

ного титана в 2,0-2,4 раза, в то время как величина износа имплантированного образца титана практически не изменяется

Основные результаты и выводы:

1 Установлено, что в условиях высокоинтенсивной имплантации ионов алюминия с энергией 40-70 кэВ в чистые металлы N1 и Т1 формируются поверхностные ионно-легированные слои толщиной до 400 нм в случае никелевой мишени и до 2600 нм в титановой мишени, что в 10-70 раз превышает величину проективного пробега ионов алюминия (34 нм в N1, 36 нм в Ъ) При этом максимальная концентрация внедряемого алюминия составила 75 ат % в случае никеля и 63 ат % для титана Формирование поверхностных ионно-легированных слоев микронных толщин в условиях высокоинтенсивной ионной имплантации обеспечивается высокими градиентами концентраций внедряемого элемента в поверхностном слое и высокими температурами, развиваемыми в процессе ионной имплантации

2 Обнаружено, что в поверхностных слоях никеля и титана, имплантированных ионами алюминия с дозами облучения (2,2 1017-1,0 1019) ион/см2 в высокоинтенсивном режиме, формируются наноразмерные (20-70 нм) интерметаллидные фазы 1\!13А1, К|Л1, Т13А1, Т1А1 и твердые растворы переменного по глубине состава, соответствующие равновесным фазовым диаграммам систем М1-А1 и Т1-А1

3 Показано, что поверхностные слои металлов (N1 и Т1), имплантированные ионами алюминия, имеют подобные структуры В ионно-легированных слоях от облученной поверхности в глубь материала формируется трехфазная зона, содержащая фазы состава МеА1, Ме3А1 и твердый раствор А1 в Ме (где Ме = №, Т1), далее расположена двухфазная зона, содержащая фазы состава Ме3А1 и твердый раствор А1 в Ме, в завершении расположена однофазная зона, состоящая только из твердого раствора А1 в Ме Отличительной особенностью строения ионно-легированных слоев титана, имплантированных ионами алюминия, является объединение частиц формируемых интерметаллидных фаз в конгломераты в ионно-легированном слое и образование на его поверхности пленки, содержащей алюминий, кислород и углерод

4 Выявлены корреляционные зависимости толщины ионно-легированных слоев, максимальной концентрации внедряемого алюминия и среднего размера частиц интерметаллидных фаз, формируемых в поверхностных слоях никеля и титана при высокоинтенсивной ионной имплантации, от дозы облучения ионами алюминия Увеличение дозы облучения в интервале (2,2 1017-1,0 1019) ион/см2 приводит к закономерному росту толщины имплантированного слоя (от 280 до 2200 нм), среднего размера частиц формирующихся интерметаллидных фаз (от 20 до 70 нм) и их конгломератов (от 70 до 600 нм)

5 Установлено, что высокоинтенсивная ионная имплантация алюминия позволяет значительно увеличить микротвердость и уменьшить величину износа в условиях сухого трения при температурах 298-670 К поверхностных слоев титана Повышение механических свойств титана обусловлено формированием нано-

размерных частиц интерметаллидных фаз состава T13AI, TiAl, а также образованием многокомпонентной защитной пленки

Автор признателен директору НИИ ядерной физики при ТПУ А И Рябчикову и сотрудникам лаборатории № 22 НИИ ядерной физики при ТПУ за совместно выполненные эксперименты, за обсуждение полученных экспериментальных резултатов и постоянный интерес к работе

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах:

1 Kozlov Е V , Raybchikov А I, Sharkeev Yu Р , Stepanov IВ , Fortuna S V , Sivin D О. Kurzina IA , Prokopova T S , Mel'mk IA Formation of intermetallic layers at high intensive ion implantation // Surf Coat Techn - 2002 - 158-159 - С 343-348

2 Козлов Э В, Рябчиков А И, Шаркеев Ю П , Фортуна С В , Курзи-на И А , Мельник И А, Прокопова Т С Степанов И Б , Шулепов И А Проблемы формирования твердых растворов и интерметаллидных фаз системы Ni-Al при высокоинтенсивной ионной имплантации // Известия РАН Сер физическая -2002 -Т 66 - №6 - С 818-822

3 Козлов Э В , Шаркеев Ю П, Фортуна С В , Курзина И А , Мельник И А , Прокопова Т С Фазовый анализ поверхностных слоев никеля, имплантированного алюминием // Поверхность Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования - 2003 - № 7 - С 29-33

4 Козлов Э В , Шаркеев Ю П, Рябчиков А И, Курзина И А , Фортуна С В , Степанов И Б , Божко И А , Калашников M П Сивин Д О Упрочнение поверхностных слоев титана при имплантации ионов алюминия // Вестник ТГАСУ -2003 -№2 - С 87-93

5 Курзина И А , Божко И А, Калашников M П, Фортуна С В , Батырева В А, Степанов И Б , Шаркеев Ю П Высокоинтенсивная имплантация ионов алюминия в никель и титан // Известия Томского политехнического университета -2004 -Т 307 -№3 -С 30-35

6 Bozhko I А, Fortuna S V, Kurzina I A , Stepanov I В , Kozlov E V, Sharkeev Yu P Formation of Nanoscale Intermetallic Phases m N1 Surface Layer at High Intensity Implantation of Al Ions //J of Mater Sei & Technol -2004 -V20 -№5 -P 583-586

7 Шаркеев Ю П, Рябчиков А И, Козлов Э В, Курзина И А, Степанов И Б , Божко И А , Калашников M П, Фортуна С В , Сивин Д О Высокоинтенсивная ионная имплантация - метод формирования мелкодисперсных интерме-таллидов в поверхностных слоях металлов // Известия Вузов Физика - 2004 -№ 9 - С 44-52

8 Курзина И А , Божко И А , Калашников M П, Сивин Д О, Шаркеев Ю П, Козлов Э В Высокоинтенсивная имплантация ионов алюминия в титан // Металлофизика и новейшие технологии -2004 -Т 26 - № 12 -С 1645-1661

9 Курзина И А, Божко И А , Калашников M П, Шаркеев Ю П Формирование поверхностных слоев, содержащих интерметаллидные соединения, при высо-

18

коинтенсивной ионной имплантации в системах Ni-Al, Ti-Al, Fe-Al // Перспективные материалы -2005 -№1 -С 13-23

10 Курзина И А , Божко И А , Калашников М П, Степанов И Б , Рябчиков А И , Шаркеев Ю П , Козлов Э В Формирование наноразмерных интерметаллид-ных фаз в условиях высокоинтенсивной имплантации ионов алюминия в титан // Физика и химия стекла -2005 -Т 31 -№4 - С 605-614

11 Божко И А , Курзина И А , Степанов И Б , Шаркеев Ю П Модификация поверхностных слоев титана при высокоинтенсивной ионной имплантации алюминия //Физика и химия обработки металлов -2005 -№4 - С 58-62

12 Курзина И А, Божко ИА, Калашников МП, Фортуна СВ, Степанов И Б , Шаркеев Ю П, Козлов Э В Структурно-фазовое состояние поверхностных слоев титана, имплантированных ионами алюминия // Поверхность Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования - 2005 - № 7 - С 72-78

13 Курзина И А, Козлов Э В , Божко И А, Калашников М П, Фортуна С В , Степанов И Б, Рябчиков А И, Шаркеев Ю П Структурно-фазовое состояние поверхностных слоев Ti, модифицированных при высокоинтенсивной имплантации ионов Al //Известия РАН Серия физическая -2005 -Т 69 -№7 - С 1002-1006

14 ВахнийТ В, Вершинин Г А, Божко И А, Курзина И А, Шаркеев Ю П, Грекова Т С. Формирование концентрационных профилей внедряемых ионов в металлических материалах при полиэнергетической имплантации // Поверхность Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования - 2008 -№4 - С 51-54

Подписано в печать 29 06~0£ Формат 60x90/16 Бумага офсет Гарнитура Тайме, печать офсет Уел печ л 1 Тираж! 00 экз Заказ № 2,43

Изд-во ТГАСУ, 634003, г Томск, пл Соляная, 2 Отпечатано с оригинал-макета в ООП ТГАСУ 634003, г Томск, ул Партизанская, 15

 
Содержание диссертации автор исследовательской работы: кандидата физико-математических наук, Божко, Ирина Александровна

ОСНОВНЫЕ УСЛОВНЫЕ ОБОЗНАЧЕНИЯ.

ВВЕДЕНИЕ.

1. МОДИФИЦИРОВАНИЕ ПОВЕРХНОСТНЫХ СЛОЕВ МЕТАЛЛОВ ПОСРЕДСТВОМ ФОРМИРОВАНИЯ НАНОРАЗМЕРНЫХ ИНТЕРМЕТАЛЛИДНЫХ ФАЗ ПРИ ИОННОЙ ИМПЛАНТАЦИИ.

1.1. Ионная имплантация - метод модифицирования поверхностных свойств.

1.1.1. Ионная имплантация и ее основные виды.

1.1.2. Физические процессы при взаимодействии ускоренных ионов с твердым телом.

1.1.3. Структурно-фазовые превращения в поверхностных ионно-легированных слоях.

1.2. Нанокристаллические материалы.

1.2.1.Методы получения нанокристаллических материалов.

1.2.2. Особенности структуры нанокристаллических материалов.

1.2.3. Свойства нанокристаллических материалов.

1.3. Интсрметаллические соединения. Структура и физико-механические свойства.

1.3.1. Диаграмма состояния и физнко-механические свойства соединений системы никель - алюминий.

1.3.2. Диаграмма состояния и физико-механические свойства соединений системы титан — алюминий.

1.4. Формирование модифицированных поверхностных слоев при ионной имплантации в системах №-А1 и Т1-А1.

2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ.

2.1. Объекты исследования.

2.2. Условия и режимы ионной имплантации.

2.3. Методы исследования и обработка экспериментальных результатов.

3. СТРУКТУРНО-ФАЗОВОЕ СОСТОЯНИЕ ПОВЕРХНОСТНЫХ СЛОЕВ НИКЕЛЯ, МОДИФИЦИРОВАННЫХ ИОНАМИ АЛЮМИНИЯ.

3.1. Основные характеристики исходного никеля.

3.2. Распределение внедренных элементов по глубине иоино-легированных слоев никеля.

3.2.1. Элементный состав поверхностных ионно-легированных слоев никеля.

3.2.2. Массоперенос при формировании ионно-легированных слоев никеля методом высокоинтенсивной имплантации ионов алюминия.

3.3. Рентгенофазовый анализ поверхностных ионно-легированных слоев никеля.

3.4. Структурно-фазовое состояние модифицированных поверхностных слоев никеля.

3.5. Обсуждение полученных экспериментальных результатов.

4. СТРУКТУРНО-ФАЗОВОЕ СОСТОЯНИЕ И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПОВЕРХНОСТНЫХ СЛОЕВ ТИТАНА, ИОННО-ЛЕГИРОВАННЫХ АЛЮМИНИЕМ.

4.1. Основные характеристики исходного титана (ВТ 1-0).

4.2. Распределение внедренных элементов по глубине ионно-легированных слоев титана.

4.2.1. Элементный состав ионно-легированных слоев титана.

4.2.2. Массоперенос при формировании модифицированных слоев титана при высокоинтенсивной имплантации ионов алюминия.

4.3. Морфология поверхности имплантированного титана.

4.4. Структурно-фазовое состояние поверхностных слоев титана, модифицированных ионами алюминия.

4.5. Физико-механические свойства ионно-легированных слоев титана.

4.6. Обсуждение полученных экспериментальных результатов.

 
Введение диссертация по физике, на тему "Закономерности формирования ультрадисперсных интерметаллидных фаз в поверхностных слоях никеля и титана при высокоинтенсивной ионной имплантации"

Актуальность работы. Создание и совершенствование новой техники, работающей в условиях высоких и криогенных температур, агрессивных сред, невозможно без создания новых материалов и технологий их изготовления. Однако использование дефицитных и дорогих конструкционных материалов во всем объеме изделия не всегда является целесообразным. Экономически себя оправдывает использование материалов, поверхность которых либо обработана потоками заряженных частиц либо на нее нанесено специальное покрытие, обеспечивающее повышение твердости, износостойкости и коррозионной устойчивости к агрессивным средам. Одним из перспективных методов управления прочностными свойствами приповерхностных слоев металлов и сплавов является ионная имплантация. Это связано с преимуществами ионной имплантации по сравнению с традиционными методами введения примеси (диффузией, сплавлением, легированием из расплава и др.). Основными преимуществами ионной имплантации являются: возможность получения практически любой комбинации матрица-легирующий компонент, в том числе сплавов элементов, несмешиваемых в твердом и жидком состояниях н весьма далеких от термодинамического равновесия; практически неизменность размеров обрабатываемой поверхности; возможность осуществления процесса при любых, в том числе комнатных и отрицательных температурах. Ионная имплантация является эффективным методом модификации микроструктуры и элементного состава приповерхностных слоев конструкционных и инструментальных материалов вследствие формирования твердых растворов высокой концентрации, фаз внедрения или интерметаллидных соединений.

Одним из актуальных направлений метода ионной имплантации является формирование интерметаллидных соединений в поверхностных слоях металлов. Интерметаллиды представляют уникальный класс материалов, которые по своим характеристикам существенно превосходят обычные металлы, и рассматриваются как ключевые при создании конструкций ракетно-космических систем. Интерметаллиды сохраняют свою структуру и прочность при высоких температурах, обладают хорошими антикоррозионным и антифрикционным свойствами, в чем значительно превосходят обычные металлы. Выбор интерметаллидов обусловлен комплексом необходимых для техники свойств. Для разработки высокопрочных и износостойких конструкционных материалов на основе интерметаллидных соединений наибольший интерес представляют системы никель-алюминий и титан-алюминий. Алюминиды титана и никеля обладают высокой твердостью, прочностью, изностойкостью и коррозионной устойчивостью при нормальной и повышенной температурах. Единственным недостатком, ограничивающим применение этих материалов, является хрупкость. Пластичными интерметаллиды становятся при уменьшении размеров зерен ниже критических размеров. Поэтому особое внимание исследователей уделяется возможности использования ионной имплантации для синтеза интерметаллидных фаз в ультрадисперсном и нанокристаллическом состояниях, что позволяет значительно улучшить механические свойства материалов. В связи с этим синтез интерметаллидных фаз в ультра дисперсном состоянии посредством ионной имплантации, с целью улучшения механических свойств материалов, является перспективным и актуальным направлением. Особое место среди методов ионной имплантации занимает высокоинтенсивная ионная имплантация, позволяющая в условиях высоких плотностей ионного потока достигать высоких доз ионного легирования и высоких температур облучаемой мишени. Данные особенности высокоинтенсивной ионной имплантации приводят к значительной толщине ионно-легированного поверхностного слоя по сравнению с проективным пробегом ионов. Не смотря на то, что исследован значительный круг имплантированных систем, вопрос о влиянии условий имплантации на фазовый состав и поверхностные свойства материалов, подвергнутых ионной обработке до конца не выяснен. Это определяет актуальность исследований основных закономерностей фазообразования в поверхностных слоях металлов при высокоинтенсивной ионной имплантации.

Целью работы является выявление закономерностей формирования ультрадисперсных интерметаллидных фаз в поверхностных слоях никеля и титана (ВТ1-0), модифицированных при высокоинтенсивной имплантации ионов алюминия.

Задачи работы:

• Синтез ультрадисперсных интерметаллидных фаз в поверхностных слоях металлов (никель и титан) в условиях высокоинтенсивной ионной имплантации алюминия.

• Исследование элементного состава, структурно-фазового состояния поверхностных слоев никеля и титана, имплантированных ионами алюминия. Изучение влияния ионной имплантации на физико-механические свойства материала мишени в условиях формирования ультрадисперсных интерметаллидных фаз на примере ионно-легированного титана.

• Выявление основных закономерностей и факторов, определяющих физико-химические процессы формирования ультрадисперсных интерметаллидов в поверхностных слоях никеля и титана при высокоинтенсивной ионной имплантации.

Научная новизна. В диссертационной работе впервые:

• методом высокоинтенсивной имплантации ионов алюминия с энергией 40-70 кэВ получены ионно-легированные поверхностные слои никеля, толщиной 400 нм и титана — 2600 нм, содержащие ультрадисперсные интерметаллидные фазы №3А1, №А1, Т13А1 и Т1А1. Данные величины многократно превышают проективный пробег ионов алюминия (34 нм -никелевая мишень, 36 нм —титановая мишень);

• выявлены корреляционные зависимости между основными параметрами облучения (доза облучения и время имплантации) и основными характеристиками модифицированных слоев (толщина ионно-легированных слоев, средний размер частиц формируемых фаз и их

17 10 О конгломератов). Увеличение дозы облучения в интервале (2,2-10 -4,0-10 ) ион/см приводит к закономерном}^ росту толщины ионно-легированных слоев никеля и титана (280^-2200 нм), увеличению среднего размера частиц формирующихся интерметаллидных фаз в никеле и титане (20н-70 нм), а также конгломератов интерметаллидных фаз в титане (70^-600 им).

• из сопоставления концентрационных профилей внедренных атомов алюминия с результатами послойного исследования фазового состава методом просвечивающей электронной микроскопии и диаграммами состояния систем №-А1 и И—А1 определены места локализации формируемых наноразмерных интерметаллидных фаз по глубине имплантированных мишеней. Предложена схема, иллюстрирующая распределение интерметаллидных фаз по глубине никелевой и титановой мишеней.

Положения, выносимые на защиту:

1. Закономерности формирования структуры ионно-легированных поверхностных слоев в никеле и титане при высокоинтенсивной среднеэнергетической имплантации ионов

17 19 2 алюминия дозами(2,2-10 -4,0-10 )ион/см. Толщина этих слоев составляет 400 нм для никеля и 2600 нм для титана при максимальных дозах облучения и на один — полтора порядка превышает величину проективного пробега ионов А1 (34 нм в N1, 36 нм в П), что обусловлено значительными градиентами концентрации внедряемого при ионной имплантации элемента и высокой диффузионной подвижностью из-за значительных температур мишеней. Увеличение дозы облучения ионами алюминия приводит к росту толщины ионно-легированных слоев никеля и титана

2. При высокоинтенсивной ионной имплантации алюминия в интервале доз (2,2-1017-1,0-1019) ион/см2 и температурах облучаемой мишени 4504450 К в ионно-легированных слоях никеля и титана образуются ультрадисперсные (наноразмерные) фазы интермегаллидов МзА1, №А1, Т^А! и ТлА1 со средним размером частиц 20^70 нм и твердых растворов алюминия в никеле и титане переменного по глубине состава. При дозах 17 18 1 облучения (6,2-101'-5-2,2-10") ион/см' в титане происходит объединение частиц формируемых интерметаллидных фаз в конгломераты со средним размером (7СК600 им). Средний размер частиц интерметаллидных фаз никеля и титана и их конгломератов в титане растет с увеличением дозы облучения.

3. Схемы строения ионно-модифицированных поверхностных слоев, сформированных в условиях высокоинтенсивной имплантации. Градиентно-структурированный поверхностный ионно-легированный слой состоит из трех зон, плавно переходящих друг в друга и отличающихся фазовым составом: от облученной поверхности в глубь образца расположена трехфазная зона, содержащая фазы состава МеА1, Ме3 А1 и твердый раствор А1 в Ме; далее расположена двухфазная зона, содержащая фазы МсзА1 и твердый раствор А1 в Ме; завершает область легирования однофазная зона, состоящая нз твердого раствора А1 в Ме. Отличительной особенностью строения ионно-легированного титана, имплантированного ионами алюминия, является наличие конгломератов пнгерметаллидных фаз в ионно-легированном слое и формирование на его поверхности пленки, содержащей алюминий, кислород и углерод.

4. Высокие значения микротвердости (3-8,5 ГПа) и низкая величина износа (1,5 мм/Н-м) в условиях трения при повышенных температурах ионно-имплантированного титана по сравнению с неимплантироваппым состоянием обусловлены формированием градиентных поверхностных слоев титана, содержащих наноразмерные интерметаллидные фазы.

Практическая значимость. В работе определены зоны локализации интерметаллидных фаз, образованных в процессе имплантации, и выявлены общность и различия в строении поверхностных ионно-легированных слоев никеля п ттоана. В поверхностном слое имплантированных мишеней Тл и N1 можно выделить несколько многофазных зон, где область, содержащая интерметаллидные фазы МеА1, Ме3А1 и твердый раствор алюминия в металле, наиболее приближена к поверхности. Как результат формируется материал, обладающий высокой поверхностной твердостью и износостойкостью при средних и повышенных температурах. Выявленные в данной работе закономерности формирования модифицированных слоев являются практически важными, поскольку позволяют целенаправленно управлять синтезом поверхностных ионно-модифицированных слоев и тем самым получать материал с заданным комплексом физико-механических свойств.

Достоверность полученных результатов и обоснованность научных положений подтверждается физически обоснованной постановкой решаемых задач, применением требуемого комплекса методов исследований, достаточным объемом полученных экспериментальных результатов, их глубокой проработкой и сопоставлением с имеющимися литературными данными.

Личный вклад автора. Все экспериментальные результаты, вошедшие в диссертацию, получены лично автором. Подавляющее большинство исследований выполнено при непосредственном участии автора, которое заключается в постановке задачи, выборе средств достижения цели, обсуждении полученных результатов и коррекции на их основе дальнейших исследований.

Апробация работы. Основные результаты работы были изложены и обсуждены на следующих научных конференциях: V Международный уральский семинар «Физика радиационных повреждений металлов и сплавов» (Снежинск, Россия 2003); XII, XIII, XIV Международные совещания «Радиационная физика твердого тела» (Севастополь, Украина, 2002, 2003, 2004); 6-ая, 7-ая, 8-ая Международные конференции по модификации свойств материалов пучками заряженных частиц и плазменными потоками (Томск, Россия, 2002, 2004, 2006); 2-ой, 7-ой международные симпозиумы «Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах» (Сочи, 2001, 2004); 8th Korean-Russian International Symposium on Science&Technology (Томск, Россия, 2004); Nanoparticles, Nanostructures and Nanocomposites (Санкт-Петербург, Россия, 2004); X Международный семинар «Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов» (Екатеринбург, Россия, 2005); 14th International conference on surface modification of materials by ion beams (Kusadasi, Turkey, 2005); Topical Meeting of the European ceramic society. «Structur al Chemistry of Partially ordered systems, Nanoparticles and Nanocomposites» (Санкт-Петербург, Россия, 2006); 2-ая Всероссийская конференция по наноматериалам и 4-ый Международный научный семинар «Напострукгурные материалы 2007: Беларусь-Россия» (Новосибирск, Россия, 2007); 10-ый международный симпозиум «Порядок, беспорядок и свойства оксидов» (Сочи, Россия, 2007).

Публикации. Результаты диссертационной работы изложены в 23 работах, из которых 14 в реферируемых изданиях, 9 в материалах конференций.

Объем и структура диссертации. Диссертация состоит из введения, четырех глав, выводов и списка литературы. Общий объем диссертации составляет 191 страница, включая 89 рисунков, 27 таблиц и список цитируемой литературы из 159 наименований.

 
Заключение диссертации по теме "Физика конденсированного состояния"

ЗАКЛЮЧЕНИЕ И ВЫВОДЫ

Выполненный комплекс исследований элементного состава, структурно-фазового состояния и механических свойств имплантированных материалов показал, что режим высокоинтенсивной ионной имплантации позволяет внедрять легирующие элементы на глубины, многократно превосходящие величину пробега ионов в металлической матрице. Согласно данным, полученных методами Резерфордовского обратного рассеяния и электронной Ожэ-спектроскопии, максимальная толщина модифицированного слоя составила 400 им для никеля и 2600 нм для титана. При этом максимальная концентрация внедренного алюминия достигала 63-^-75 ат.%.

Ионная имплантация никелевых и титановых образцов в высокоинтенсивном режиме позволяет формировать в приповерхностных слоях мишени ультрадисперсные фазы интерметаллидов со средним размером зерен 20ч-70 нм, а также твердые растворы переменного по глубине состава. При всех исследованных режимах зафиксировано образование наноразмерных интерметаллидных фаз состава NiAl и Ni3Al для системы Ni-Al; TiAI и Ti3Al для системы Ti-Al . Установлено, что наряду с интермсталл идами, погруженных в твердый раствор, в системах Ni-Al и Ti-Al формируются оксидные и карбидные фазы различных модификаций. Отличительной особенностью полученных при ионной имплантации алюминия модифицированных слоев титана, является формирование на его поверхности поверхностной пленки, содержащей алюминий, кислород и углерод. Формирование данной пленки приводит к существенному снижению процесса распыления поверхности титановой мишени в ходе облучения.

Важным для практических целей является установленная зависимость между параметрами облучения (доза облучения, длительность ионной обработки и температура образцов), толщиной ионно-легированных слоев мишеней и размером частиц интерметаллидных фаз. Увеличение длительности обработки и, соответственно, дозы облучения титановых мишеней ионами алюминия приводит к пропорциональному росту толщины имплантированного слоя и среднего размера частиц формирующихся интерметаллидных фаз.

Общим для никелевых и титановых образцов является также формирование поверхностных ионно-легированных слоев, имеющих градиентно-слонстую структуру. Поверхностный нонно-легированный слой состоит из трех зон, плавно переходящие друг в друга и отличающиеся фазовым составом: от облученной поверхности в глубь образца расположена трехфазная зона III, содержащая фазы состава МеА1, Ме3А1 и твердый раствор А1 в Ме (Ме=№, П): далее расположена двухфазная зона II, содержащая фазы состава Ме3А1 и твердый раствор А1 в Ме; в завершении расположена однофазная зона I, состоящая только из твердого раствора А1 в Ме. Отличительной особенностью строения ионно-легированных слоев титана, имплантированных ионами алюминия, является формирование на его поверхности пленки (зона IV), содержащей А1, О и С.

Важным для практических целей является формирование трехфазного слоя в области образца, наиболее приближениой к поверхности и содержащей наноразмерные частицы интерметаллидных фаз (№3А1 и №А1; Тл3А1 и Т1А1), а также твердые растворы А1 в №, А1 в Т1. В результате формирования смеси интерметаллидных фаз получается материал с высокими показателями твердости и износостокости при температурах 300-:-670 К. Увеличение толщины трехфазного слоя, содержащего наноразмерные частицы интерметаллидных фаз, способствует значительному улучшению механических свойств имплантированных материалов. Формирование оксидно-карбидного слоя на поверхности облучаемого титана приводит к значительному снижению процесса распыления его поверхности, наблюдаемого в случае высокоинтенсивной ионной имплантации алюминия в никель.

Формирование интерметаллидных фаз в нанокристаллическом состоянии в поверхностных слоях металлических материалов может быть успешно реализовано путем воздействия высокоинтенсивных пучков ионов на поверхность металлов. Режим высокоинтенсивной ионной имплантации позволяет осуществлять высокую скорость набора дозы имплантируемых ионов и нагрев мишени до температуры, необходимой для синтеза интерметаллидных фаз и формирования ионно-легированных слоев, толщина которых значительно превышает величину проективного пробега ионов.

Известно, что измельчение зерен поликристалла и уменьшение размерных пропорций металлических и керамических материалов увеличивает их предел текучести и сопротивление деформированию. Вторым ресурсом повышения прочности является переход от металлов и сплавов к материалам с высокой величиной межатомных связей. Типичным представителем таких материалов являются интерметаллиды, характеризующиеся металлической связью, и у которых сопротивление деформации с ростом температуры увеличивается. Использование модифицированных слоев, состоящих из наноразмерпых интерметаллидов, является весьма перспективным направлением. Такое покрытие интенсивно защищает объемный материал вследствие высокой твердости, сопротивлению трению и износу при обычных и повышенных температурах. Интерметаллиды в наноструктурном состоянии обладают хорошей пластичностью уже при средних и низких температурах, а также сверхпластичностью в условиях возросшей прочности, что позволяет значительно улучшить механические свойства материалов. Таким образом, создание наноразмерных интерметаллидов в поверхностных слоях металлов при высокоинтенсивной ионной имплантации создает значительное интерметаллидное упрочнение.

На основании полученных результатов сформулированы следующие выводы.

1. Установлено, что в условиях высокоинтенсивной имплантации ионов алюминия с энергией 40+70 кэВ в чистые металлы № и Т1 формируются поверхностные ионно-легированные слои толщиной до 400 нм в случае никелевой мишени и до 2600 нм в титановой мишени, что в 10+70 раз превышает величину проективного пробега ионов алюминия (34 нм в N1, 36 нм в Т1). При этом максимальная концентрация внедряемого алюминия составила 75 ат. % в случае никеля и 63 ат. % для титана. Формирование поверхностных ионно-легированных слоев микронных толщин в условиях высокоинтенсивной ионной имплантации обеспечивается высокими градиентами концентраций внедряемого элемента в поверхностном слое и высокими температурами, развиваемыми в процессе ионной имплантации.

2. Обнаружено, что в поверхностных слоях никеля и титана, имплантированных ионами алюминия с дозами облучения (2,2-1017+1,0-1019) ион/см2 в высокоинтенсивном режиме, формируются наноразмерные (20+70 нм) интерметаллидные фазы М3А1, №А1, Т13А1, Т1А1 и твердые растворы переменного по глубине состава, соответствующие равновесным фазовым диаграммам систем №-А1 и Т1-А1.

3. Показано, что поверхностные слои металлов (Ni и Ti), имплантированные ионами алюминия, имеют подобные структуры. В ионно-легированных слоях от облученной поверхности в глубь материала формируется трехфазная зона, содержащая фазы состава МеА1, Ме3А1 и твердый раствор А1 в Me (где Me=Ni, Ti); далее расположена двухфазная зона, содержащая фазы состава Ме3А1 и твердый раствор А1 в Me; в завершении расположена однофазная зона, состоящая только из твердого раствора А1 в Me. Отличительной особенностью строения ионно-легированных слоев титана, имплантированных ионами алюминия, является объединение частиц формируемых интерметаллидных фаз в конгломераты в ионно-легированном слое и образование на его поверхности пленки, содержащей алюминий, кислород и углерод.

4. Выявлены корреляционные зависимости толщины ионно-легированных слоев, максимальной концентрации внедряемого алюминия и среднего размера частиц интерметаллидных фаз, формируемых в поверхностных слоях никеля и титана при высокоинтенсивной ионной имплантации, от дозы облучения ионами алюминия. Увеличение дозы облучения в интервале (2,2-1017-=-1,0-1019) ион/см2 приводит к закономерному росту толщины имплантированного слоя (от 280 до 2200 нм), среднего размера частиц формирующихся интерметаллидных фаз (от 20 до 70 нм) и их конгломератов (от 70 до 600 нм).

5. Установлено, что высокоинтенсивная ионная имплантация алюминия позволяет значительно увеличить микротвердость и уменьшить величину износа в условиях сухого трения при температурах 298^-670 К поверхностных слоев титана. Повышение механических свойств титана обусловлено формированием наноразмерных частиц интерметаллидных фаз состава Ti3Al, TiAl, а также образованием многокомпонентной защитной пленки.

 
Список источников диссертации и автореферата по физике, кандидата физико-математических наук, Божко, Ирина Александровна, Томск

1. Комаров Ф. Ф. Физические процессы при ионной имплантации в твердые тела. -Минск: УП Технопринт, 2001. 392 с.

2. Ионная имплантация: Пер. с англ. / Под ред. Дж. К. Хирвонена. М.: Металлургия, 1985.-391 с.

3. Хокинг М., Васантасри В., Сидки П. Металлические и керамические покрытия: Получение, свойства и применение: Пер. с англ. — М.: Мир, 2000.— 518 с.

4. Ионно-лучевая обработка металлов, сплавов и керамических материалов/А. В. Белый, В. А. Кукареко, О. В. Лободаева и др. Минск: Физико-технический институт, 1998. - 220 с.

5. Структура и методы формирования износостойких поверхностных слоев/А. В. Белый, Г. Д. Карпенко, Н. К. Мышкпн и др. М. Машиностроение, 1991. -208 с.

6. Оборудование ионной имплантации / В. В. Симонов, J1. А. Корнилов, А. В. Шашелев, Е. В. Шокин. М.: Радио и связь, 1988 -182 с .

7. Гусева М. И. Ионная имплантация в металлах // Поверхность. Физика, химия, механика. 1982.-№ 4. - С. 27-50.

8. Диденко А. Н., Лигачев А. Е., Куракин И. Б. Воздействие пучков заряженных частиц на поверхность металлов и сплавов. М.: Энергоатомиздат, 1987. - 184 с.

9. Быковский Ю. А, Неволин В. Н., Фоминский В. Ю. Ионная и лазерная имплантация металлических материалов. -М.: Энергоатомиздат, 1991. 237 с.

10. Sharkeev Yu. P., Gritsenko В. P., Fortuna S. V., Perry A. J. Modification of metallic materials and hard coatings using métal ion implantation // Vacuum. 1999. - V. 52 - P. 247254.

11. Аксенов A. П., Бугаев С. П., Емельянов А. А., Ерохин Г. П., Панковец Н. Г., Толо-па А. М., Чесноков С. М. Получение широкоапертурных пучков ионов металлов//ПТЭ.- 1987.-№3.-С. 139-142.

12. Бугаев С. П., Оке Е. М., Щанин П. М., Юшков Г. Ю. «Титан» источник газовых и металлических ионов на основе контрагироваиного разряда и вакуумной дуги // Изв. Вузов. Физика. - 1994. - № 3. - С. 53-56.

13. Brown G. Advances in métal ion sources //Nucl. Instr. Meth. 1989. - V. B37/38. - P. 68-73.

14. Treglio J. R., Perry A. J., StinnerR. J. The economics of metal ion implantation // Surf. Coat. Techn. 1994. - V. 65.-P. 184-188.

15. Ryabchikov A. I. Repetitively pulsed vacuum arc and plasma sources and new methods of ion and ion-plasma treatment of materials // Surf. Coat. Techn. 1997. - V. 96. -P. 9-15.

16. Рябчиков А. И., Дегтярев С. В., Степанов И. Б. Источники «Радуга» и методы им-пульсно-периодической ионно-лучевой и и ионно-плазменной обработки материалов // Известия высших учебных заведений. Серия Физика. 1998. - № 4. - С. 193-207.

17. Ryabchikov A. I., Stepanov I. В., Dektjarev S. V., Sergeev О. V. Vacuum arc ion and plasma source Raduga 5 for materials treatment // Rev. Sci. Instrum. 1998. - V. 69. -P. 810-816.

18. Перспективные радиационно-пучковые технологири обработки материалов: Учебник / В. А. Грибков, Ф. И. Григорьев, Б. А. Калин, В. JI. Якушин; Под ред. Б. А. Калина. -М.: Круглый год, 2001. 528 с.

19. Эффекты дальнодействия в ионно-имплантированных металлических материалах / А. Н. Диденко, Ю.П. Шаркеев, Э. В. Козлов, А. И. Рябчиков. Томск: Изд-во HTJI, 2004.-328 с.

20. Комаров Ф.Ф. Ионная имплантация в металлы. М.: Металлургия, 1990. - 216 с.

21. Риссел X., Руге И. Ионная имплантация: Перевод с нем. / Под ред. М. И. Гусевой. -М.: Наука, 1983.-360 с.

22. Ghaly М, Nordkund К. and Averback R.S. Molecular dynamics investigations of surface damage produced by kiloelectronvolt self-bombardment of solids // Phil. Mag. A. 1999. -V. 79. - №. 4.-P. 795-820.

23. Nastasi M., Mayer J.W., Hirvonen J.K. Ion-Solid Interactions: Fundamentals and Applications. Cambridge: Cambridge Solid State Science Series, Cambridge University Press, -1996.-XXVII p.-540 p.

24. Зигмунд П. Распыление ионной бомбардировкой, общие теоретические представления // Распыление твердых тел ионной бомбардировкой. М.: Мир, 1984. - Вып. 1. -С. 23-98.

25. Рябчиков А.И. Нетрадиционные методы импульсно-периодической иопио-лучевой и ионно-плазменной обработки материалов // Изв. вузов. Физика. 1994. - № 6. -С. 52-63.

26. Nastasi M. and Mayer J.W. Thermodynamics and kinetics of phase transformations induced by ion irradiation. North-Holland. - 1991. — 51 p.

27. Ion Beam Modification / Editors S. Kalbitzer, O. Mayer, G. K. Wolf. // Proceedings of the Eight International Conference on Ion Beam Modification of Materials. Heidelberg, Germany, 7-11 September 1992.-North-Holland, 1993,-Parts 1,2,- 1538 p.

28. Гусева М.И. Ионная имплантация в металлах // Поверхность. Физика, химия, механика. 1982. - № 4. - С. 27-50.

29. WangP, Thompson D. A., Smeltzer W. W. Implantation of Ni thin films and single crystals with Ag ions. // Nucl. Instr. and Meth. V. 7-8. - P. 1. - P. 97-102.

30. Кирсанов B.B. ЭВМ-эксперимент в атомном материаловедении. М.: Энергоатомиз-дат, 1990.-304 с.

31. Лахгин Ю.М. Металловедение и термическая обработка металлов. — М.: Металлургия, 1976.-407 с.

32. Potter D.I., Ahmed М., Lamond S. Microstructural Developments during Implantation of Metals. Ion Implantation and Ion Beam Processing of Materials // Materials Research Society Symposia Proceedings. 1984.-V. 27.-P. 117-126.

33. Валиев P.3., Александров И.В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. М.: Логос, 2000.-272 с.

34. Андриевский Р.А., Глезер A.M. Размерные эффекты в нанокристаллических материалах. Особенности структуры. Термодинамика. Фазовые равновесия. Кинитиче-ские явления // ФММ. 1999. - Т. 88. - №1. - С. 50-73.

35. Перспективные материалы. Структура и методы исследования Учеб. пособие / Под ред. Д. Л. Меерсона. Тольятти: ТГУ, МИСиС, 2006. - 536 с.

36. Birringer R., Herr U., Gleirer H. Nanocrystalline materials a first report // Suppl. Trans. Japan. Inst. Metals. - 1986. - V. 27. - P. 43-52.

37. Скороход В. В., ПаничкинаВ. В., Полонии Ю. М., Уварова И. В. Дисперсные порошки тугоплавких металлов. Киев: Наукова думка, 1979. - 172 с.

38. Морохов И. Д., Трусов Л. И., Лаповок В. Н. Физические явления в ультрадисперсных средах. -М.: Энергоатомиздат, 1984. —224 с.

39. Тананаев И.В. Физико-химия ультрадисперсных систем. — М.: Наука, 1987. — 255 с.

40. GleiterH. Nanocrystalline materials // Progress in Materials Science. 1989. - V. 33. -№4.-P. 223-315.

41. Пул Ч., Оуэне Ф. Нанотехнологии. М.: Техносфера, 2004. - 328 с.

42. Носкова Н. И., Мулюков Р. Р. Субмикрокристаллические и нанокристаллические металлы и сплавы. Екатеринбург: УрО РАН, 2003. - 279 с.

43. Золотухин И. В. Нанокристаллические металлические материалы // Соросовский образовательный журнал. 1998. -№ 1. -С. 103-106.

44. Lu К. Nanocrystalline metals crystallized from amorphous solids: nanocrystallization, structure, and properties // Materials Science and Engineering. 1996. - V. 16. - № . -P. 161-221.

45. Gleiter H. Nanostructured materials: state of the art and perspectives // Nanostruct. Mater.- 1995. V. 6. - № 1-4. - P. 3-14.

46. Gleiter H. Nanostructured Materials: Basic concepts and microstructure // Acta. Mater. -2000. -V. 48. № l.-P. 1-29.

47. Siegel R. W. Nanostructured materials mind over mater // Nanostr. Mater. - 1994. - V. 4. -№ l.-P. 121-138.

48. Лариков JI.H. Нанокристаллические соединения металлов// Металлофизика и новейшие технологии. — 1995. — Т. 17. — № 9. — С. 56-68.

49. Андриевский Р. А. Наноструктурные материалы: Учеб. Пособие для студ. Высш. Учеб. Заведений / Р. А. Андриевский, А. В. Рагуля. М.: Издательский центр «Академия», 2005. - 192 с.

50. Гусев А. И., Ремпель А. А. Нанокристаллические материалы. М.: Физматлит, 2001.- 224 с.

51. Hall Е. О. Deformation and ageing of mild steel //Proc. Phys. Soc. London. 1951. -V.B.64.-P. 747-753.

52. PetchN. J. The cleavage strength of polycrystals // J. Iron Steel Inst. 1953. - V. 174. -№ l.-P. 25-28.

53. Tabor D. The Hardness of Metals. London: Oxford University press, 1951. - 192 p.

54. Козлов Э. В., Жданов A. H, Конева Н. А. Соотношение Холла-Петча в упорядоченных сплавах и интерметаллидах // Журнал функциональных материалов. 2007. - Т. 1. -№ 1. - С. 21-24.

55. ГуткинМ. Ю., ОвидькоИ. А. Предел текучести и пластическая деформация нанок-ристаллических материалов // Успехи механики. 2003. - Т. 2. - № 1. - С. 68-125.

56. Козлов Э. В., Жданов А. Н., Конева Н. А. Механизмы деформации и механические свойства наноматериалов. // Физическая мезомеханика. 2007. - Т. 10. - №3. -С. 95-103.

57. Козлов Э. В., Жданов А. Н., Конева Н. А. Барьерное торможение дислокаций. Проблема Холла-Петча // Физическая мезомеханика. 2006. - Т. 9. - № 3. - С. 81-92.

58. Meyers М.А., Mishra A., Benson D.J. Mechanical properties of nanocrystalline materials // Progr. Mat. Sci. 2006. - V. 51. - P. 427-556.

59. Suhl.-Y., Han I.-H, OhK.-H, Lee I.-C. Effect of deformation histories on texture evolution during equal- and dissimilar-channel angular pressing // Scr. Mat. 2003. - V. 49. -P. 185-190.

60. Witkin D.B., Lavernia E.J. Synthesis and mechanical behavior of nanostructured materials via cryomilling//Progr. Mat. Sci. 2006.-V. 51.-P. 1-60.

61. Машков Ю.К., Полещенко K.H., Поворознюк C.H., Орлов П.В. Трение и модифицирование материалов трибоситстем. М.: Наука, 2000. — 280 с.

62. Robertson A., ErbU., Palumbo G. Practical application for electrodeposited nanocrystalline materials // Nanostr. Mat. 1999.- V. 12. - № 5-8

63. Wu J.M., Li Z.Z. Contributions of the particulate reinforcement to dry sliding wear resistance of rapidly solidified Al-Ti alloys // Wear. 2000. - V. 244. - P. 147-153.

64. Voevodin A.A., O'Neill J.P., Zabinski J.P. Nanocomposite tribological coatings for aerospace application // Surface and Coatings Technology. 1999. - V. 116. - № 119. - P. 3645.

65. Мишин Ю.М., Разумовский И.М. Математические модели и методы определения диффузионных параметров индивидуальных границ // Структура и свойства внутренних поверхностей раздела в металлах. М.: Наука, 1988. - С. 96.

66. Kaur I., Gust W. Fundamentals of Grain and Interphase Boundary Diffusion. Stuttgart: Ziegler Press, 1989.-512 p.

67. Gleiter H. Materials with ultrafine grain size // In: Proceedings Second Riso International Symposium on Metallurgy and Materials Science / Eds. N. Hansen, J. Leffers and H.Lilholt.-Roskilde Denmark., 1981.-P. 15-21.

68. Grabovetskaya G.P., Ivanov K.V., Kolobov Yu.R. Creep features of nanostructured materials produced by severe plastic deformation // Annales de Chimie. Science des Materiaux. 2002. - V. 27. - № 3. - P. 89-98.

69. Колобов Ю.Р., Валиев Р.З., Грабовецкая Г.П. и др. Зернограничная диффузия и свойства наноструктурных материалов. Новосибирск: Наука, 2001. - С. 232.

70. Колобов Ю.Р. Диффузиоино-коитролируемые процессы на границах зерен и пластичность металлических поликристаллов. Новосибирск: Наука. Сиб. Предприятие РАН, 1998.- 184 с.

71. Грабовецкая Г. П., Раточка И. В., Колобов Ю. Р., Пучкарева JI. Н. Сравнительные исследования зернограничной диффузии меди в субмикро- и крупнокристаллическом никеле // Физика металлов и металловедения. 1997. - Т. 83. - № 3. - С. 112-116.

72. Гринберг Б. А., Иванов М. А. Интерметаллиды Ni3Al и TiAl: микроструктура, деформационное поведение. Екатеринбург: Уро РАН, 2002. - 358 с.

73. Тарасов А. В. Металлургия титана. М.: ИКЦ «Академкнига», 2003. - 328 с.

74. Суперсплавы II. Жаропрочные материалы для аэрокосмических и промышленных энергоустановок: Пер с англ. / Под ред. Ч. Т. Симса, Н.С. Столоффа, У. К. Хагеля: В 2-х книгах. / Под ред. Р. Е. Шалина. М.: Металлургия, 1995. - Кн. 2. - 384 с.

75. Синельникова В. А., Подерган В. А., Речкин В. Р. Алюминиды. Киев: Наукова думка, 1965.-240с. i

76. Минц Р. С. Диаграмма состояния Ni-Al: Автореф. дис. на соискание ученой степени канд. физ.-мат. наук. М., 1954. - 20с.

77. Корнилов. И. И., Снетков А. Я. Изучение ограниченных твердых растворов никеля рентгеноструктурным методом // Известия АН СССР «ОТН». 1955. - № 7. - С. 84-88.

78. Taylor A., Floyd R. The constitution of nikel-rich Alloys of the nikel-chromium-aluminium System// Journal Inst, of Met. 1953. -V. 81. - P. 9, 451.

79. Son J. R., Lee H.M. Phenomenological phase diagram calculation of the Ni -A1 system in the Ni- rich region // Acta Mater. 1997. - V. 45. - № 11. - P. 4743-4749.

80. Cacciamani G., Chang Y. A., Grimvall G. et al. Order-Disorder Phase Diagram // Calphad. 1998.-V. 21.-P. 247-263.

81. Bremer F. J., Beyss M., Wenzl H. The order disorder transition of the intermetallic phase Ni3Al // Phys. Stat. Sol. - 1988. - (a) 110. - P. 77 - 82.

82. Hilpert K., Roberts D., Venugopal V., Miller M., Gerads H. Phase diagram stadies on the Al -Ni System // Z. Naturforsch. 1987. - 42a. - P. 1327-1332.

83. Massalsky Т. В., Binari Alloy Phase Diagrams // American Society for Metals, Ohio. -1986.-V. l.-P. 140.

84. Райнз Ф. Диаграммы фазового равновесия в металлургии. М.: НТИ литературы по черной и цветной металлургии, 1960. - 376 с.

85. Вол А.Е. Строение и свойства двойных металлических систем. В 4 т. М.: Физмат-гиз, 1959.-Т. 1.-755 с.

86. Хансен М., Андерко К. Структуры двойных сплавов: В 2 т. М.: Металлургия, 1962. -Т. 1.-608 с.

87. Aoki К., Idzumi О. Defect structures and long range - order parameters in off -stoichiometric Ni3Al // Phys. Stat. Sol. - 1975. - V. 32. - P. 657 - 665.

88. Тайлашев A.C. Рентгеноструктурпое исследование превращения порядок-беспорядок в сплавах со сверхструктурой Ll2 на основе никеля и меди: Автореф. дис. на соискание ученой степени канд. физ.-мат. наук. -Томск, 1988. 20 с.

89. Матюшенко Н. Н. Кристаллические структуры двойных соединений. М.: Металлургия, 1969. — 302 с.

90. Cahn R. W., Spemers P. A., Geiger J. E. The order disorder transformation in Ni3Al and Ni3Al -Fe alloys II. Phase transformation and microstructures // Acta Metall. - 1987. -№35.-P. 2753-2764.

91. Nichmura and Liu С. T. Reactive sintering of Ni3Al under compression // Acta metall mater. 1993. -V. 41. -№ l.-P. 113-120.

92. Диаграммы состояния двойных металлических систем: В 3 т. / Под общ. ред. Н. П. Лякишева. М. Машиностроение, 1996. - Т. 1. -992 с.

93. Корнилов И. И. Металлиды и взаимодействие между ними.-М.: Наука, 1964.-181 с.

94. Shramm J. Phase diagram Ni-Al // Z/ Metallkunde. 1941. - № 33. - P. 347-350.

95. Таблицы физических величин: Справочник. / Под ред. И. К. Кикоина. М.: Атомиз-дат, 1976. - 1008 с.

96. Смитлз К. Дж. Металлы. М.: Металлургия, 1980. - 445 с.

97. Перевалова О. Б., Коновалова Е. В., ХеСуХью, Конева Н. А., Козлов Э. В. Микротвердость вблизи границ разного типа в интерметаллиде Ni3Al // ФММ. 2001. -Т. 92. - № 6. - С. 63-70.

98. Корнилов И. И. Титан. Источники, составы, свойства, металлохимия и применение. -М.: Наука,. 1975.-308 с.

99. Ohnuma I., Fujita Y., Mitsui H., Ishikawa К., Kainuma R., Ishida K. Phase equilibria in the Ti-Al binary system // Acta Materialia. 2000. -V. 48. - P. 3113-3123.

100. StoloffN. S., SikkaV. К. Physical metallurgy and processing of intermettalic compounds-New York: Chapman & Hall, 1994. 669 p.

101. Молчанова E.K. Атлас диаграмм состояния титановых сплавов. М: Машиностроение, 1964.-392 с.

102. Цвиккер У. Титан и его сплавы: Пер. с нем. М.: Металлургия, 1979.-511 с.

103. Kainuma R., Sato J., Ohnuma I., Ishida K. Phase stability and interdiffiisivity of the Ll0 -based ordered phases in Al-rich portion of the Ti-Al binary system // Intermetallics. -2005.-V. 13.-№ 7.- P. 784-791.

104. Металлы и сплавы: Справочник. С.-Пб.: АНО НПО «Профессионал», АНО НПО «Мир и семья», 2003. -1090с.

105. Лучинский Г.П. Химия титана. -М.: Химия, 1971.-471 с.

106. Интерметаллические соединения: Сб. статей / Перевод с англ. В. А. Брыксина и др.; под ред. И. И. Корнилова. М.: Металлургия, 1970. - 440 с.

107. Структура и свойства металлов и сплавов. Механические свойства металлов и сплавов: Справочник / Под ред. Л. В. Тихонова. Киев: Наукова думка, 1986. -568 с.

108. Реми Г. Курс неорганической химии: Пер. с нем. -М.: Мир, 1974. -Т.2. -775 с.

109. Файзрахманов И. А., Базаров В. В., Хайбулин И. Б. Структура и прочность имплантированных ионами азота пленок алюминия// Поверхность. Рентгеновские, синхронные и нейтронные исследования. 2001. - № 6. - С. 95-98.

110. Cordis В., Ahmed М. and Potter D. I. Limiting compositions and phase transformations resulting from implanting aluminum into nickel // Nuclear Instruments and Methods. -1983. V. 209-210. - P. 873-879.

111. SanchezF. H., NamavarF., Budnick.Т.I., Fasihuddin A., Koch С. H. and Hayden H. C. Effect of temperature on high fluence transition metal implants into polycrystalline aluminum //Mater. Sci.Eng.-1987.-V. 90.-P. 149-159.

112. Wyser A., Shaublin R., Gotthardt R. Amorphization in A1 induced by high-energy Ni ion implantation // Nuclear Instruments and Methods. 1996. - V. В 107. - № 1-4. - P. 273275.

113. GaoK. Y., LiuB.X. High current Ni-ion implantation into A1 films // Nuclear Instruments and Methods. 1997. -V. В 132. -№ 1. - P. 68-72.

114. WieserE., RichterE., Groetzchel R., MiicklichA., ProkertF. Microstructure and wear behaviour of aluminium implanted with nickel // Surface and Coatings Technology. -1998.-V. 103-104.-P 353-359.

115. Zhang Т., WuY., Zhang Y., Qian W. Phase transition and diffusion of Ni atoms in aluminum during implantation // Vacuum. 2002. - V. 65. - P. 127-132.

116. Ji C., Zhang Т., Zhang H. et. al. // Radiation Effects & Defects Solids. 1994. - V. 129. -P. 161.

117. Knight S. Т., Evans P. J., Samandi M. Titanium aluminide formation in Ti implanted aluminium alloy // Nucl. Instrum. Methods in Physics Research. 1996. - V. В119. -№4.-P. 501.

118. Tsiganov I., Wieser E., Matz W. et. al. Phase formation in aluminium implanted titanium and the correlated modification of mechanical and corrosive properties // Thin Solid Films.-2000.-V. 376.-P. 188-197.

119. Колачев Б. А., ПолькинИ. С., ТалалаевВ. Д. Титановые сплавы разных стран: Справочник. -М.: ВИЛС, 2000. 316 с.

120. Приборы и методы физического материаловедения: Пер. с англ.: В 3 т. / Под ред. Ф. Вейнберга. М: Мир, 1973. Т. 1. - 423 с.

121. Баранова Л. В., Демина Э. Л. Металлографическое травление металлов и сплавов: Справ, изд. М.: Металлургия, 1986. - 256 с.

122. Коваленко В. С. Металлографические реактивы. М.: Металлургия, 1973. - 112 с.

123. Пат. 2108636 С1 (Россия). Устройство для очистки плазмы дугового испарителя от микрочастиц / А. И. Рябчиков, И. Б. Степанов (Россия). 1998.

124. Степанов И. Б. Разработка и исследование источника ускоренных ионов и плазмы на основе непрерывного вакуумно-дугового разряда и систем очистки плазмы от микрокапельной фракции: Дисс. на соискание ученой степени канд. техн. наук. -Томск, 1998.- 187 с.

125. УманскийЯ. С., СкаковЮ. Я., Иванов А. Н., Расторгуев Л. Н. Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия. М.: Металлургия, 1982. - 632 с.

126. Ожэ-спектроскопия // Физическая энциклопедия. М., 1992. - Т. 3. - С. 400.

127. Салтыков С. А. Стереометрическая металлография: Учеб. пособие для студентов металлургических вузов. М.: Металлургия, 1976. - 270 с.

128. Бушнев JI.C., Колобов Ю. Р., Мышляев М. М. Основы электронной микроскопии. -Томск: Изд-во Том. ун-та, 1989.-218 с.

129. Реутов В.Ф., Багаева Н.В., Подилько А.Н. Устройство «Микрон» и способ приготовления объектов для ГТЭМ из высокорадиоактивных материалов: Препринт 5-87. Алма-Ата: Институт ядерной физики, 1987. - 15 с.

130. ХейкерД.М., Зевин JI.C. Рентгеновская дифрактометрия. М: ГИФМЛ, 1963. -380 с.

131. Гришин Я.В., Лапина Е.Б. Методика рентгеноструктурных исследований фазового состава поверхностных слоев II Заводская лаборатория. — 1983. — № 4. — С. 50-52.

132. Миркин Л.И. Справочник по рентгеноструктурному анализу поликристаллов. М.: ГИФМЛ, 1961.-863 с.

133. Горелик С. С., Скаков Ю. А., Расторгуев Л. Н. Рентгенографический и электронно-оптический анализ. М.: МИСИС, 2002. - 360 с.

134. Таблицы параметров пространственного распределения ионно-имплантированных примесей. / А. Ф Буренков ., Ф. Ф Комаров, М. А. Кумахов, М. М. Темкин. -Минск: Изд.-во БГУ, 1980. 352 с.

135. Vershinin G.A., Poleshchenko K.N., Povoroznyuk S.N., Keba V.V., Subochcva T.V. Mass transfer in heterogeneous materials under irradiation with high-intensity beams of charged particles // Surface Investigation. 2001. - V. 16. - P. 761-767.

136. Вершинин Г.А., Вахний Т.В. Влияние миграции границ зерен на формирование концентрационных профилей имплантированной примеси // Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. 2003. - № 5. -С.18-21.

137. Пространственные распределения энергии, выделенной в каскаде атомных столкновений в твердых телах. / А. Ф. Буренков, Ф. Ф. Комаров, М. А. Кумахов, М. М. Темкин. -М.: Энергоатомиздат, 1985. 246 с.

138. Таран А.А., Батуричева З.Б., Чайковский Э.Ф. Изменение дислокационной структуры в монокристаллах вольфрама, облученных ионами аргона // Поверхность. Физика, химия, механика. 1988. - № 2. - С. 146-149.

139. Бекренсв А. Н., ЭпштейнГ. Н. Последеформационные процессы высокоскоростного нагружения. -М.: Металлургия, 1992. 157 с.

140. Мондольфо Л. Ф. Структура и свойства алюминиевых сплавов: Пер. с англ. / Под ред. Ф. И. Квасова. М.: Металлургия, 1979. - 639 с.

141. Huang W., Chang Y.A. A thermodynamic analysis of the Ni-Al system // Intermetallics. 1998. - V. 6.-P. 487-498.

142. Курзина И. А. Божко И.А., Калашников М.П., Сивин Д.О., Шаркеев Ю.П., Козлов Э.В., Высокоинтснсивная имплантация ионов алюминия в титан. // Металлофизика и новейшие технологии.-2004. Т. 26. - № 12.-С. 1645-1661.

143. Gwathmey A. Т. and Lawless K. R. The surface chemistry of metals and semiconductors. -New York: Wiley, 1960. 1000 p.

144. Окисление титана и его сплавов/А. С. Бай, Д. И. Лайнер, Е. Н. Слесарева, М. И. Цыпин. М.: Металлургия, 1970. - 317 с.

145. Окисление металлов: Пер. с франц. / Под ред. Ж. Бенара. М.: Металлургия, 1969. -Т. 2.-448 с.

146. Божко И.А., Курзина И.А., Степанов И. Б., Шаркеев Ю.П. Модификация поверхностных слоев титана при высокоинтенсивной ионной имплантации алюминия. // Физика и химия обработки металлов. — 2005. № 4. - С. 58-62.