24-25 октября 2002 - ИМЕТ РАН им. А.А. Байкова
advertisement
«Наноструктурные материалы – 2002: Беларусь – Россия» Тезисы докладов 2-ого научно-технического семинара 24-25 октября 2002 Москва, ИМЕТ РАН ОРГАНИЗАТОРЫ: Российская академия наук Национальная академия наук Беларуси Институт металлургии и материаловедения РАН, г. Москва Институт физики твердого тела и полупроводников НАНБ, г. Минск Московский государственный институт стали и сплавов Институт металловедения и функциональных материалов ГНЦ ЦНИИ ЧерМет, г. Москва ОРГАНИЗАЦИОННЫЙ КОМИТЕТ: Лякишев Н, П, - председатель, академик РАН Витязь П.А, - сопредседатель, академик НАНБ ЗАМЕСТИТЕЛИ ПРЕДСЕДАТЕЛЯ: Глезер А.М - Институт металловедения и функциональных материалов ГНЦ ЦНИИЧМ, г. Москва Добаткин С.В, - Институт металлургии и материаловедения РАН, г. Москва Урбанович B.C. - Институт физики твердого тела и полупроводников НАН Беларуси, г. Минск ЧЛЕНЫ ОРГАНИЗАЦИОННОГО КОМИТЕТА: 1. Алымов М.И. - Институт металлургии и материаловедения РАН, г. Москва 2. Андриевский Р.А. - Институт проблем химической физики РАН, г. Черноголовка, Московская область 3. Астахов М.В. - Московский государственный институт стали и сплавов 4. Валиев Р.З. -Уфимский государственный авиационный технический университет, г. Уфа 5. Жданок С.А. - Институт тепломассообмена им А В.Лыкова НАНБ, г. Минск 6. Ковнеристый Ю.К. - Институт металлургии и материаловедения РАН, г. Москва 7. Колобов Ю. Р. - Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, г. Томск 8. Копылов В.И. -Физико-технический институт НАНБ, г. Минск 9. Левашов Е.А. - Московский государственный институт стали и сплавов 10. Ловшенко Ф.Г. - Могилевский государственный технический университет 11. Мышкин Н.К. - Институт механики металлополимерных систем им. В.А Белого НАНБ, г. Гомель 12 Толочко Н.К. - Институт технической акустики, г Витебск 13.Чувильдеев В.Н. - Нижегородский государственный университет 2 ПЛЕНАРНОЕ ЗАСЕДАНИЕ 3 4 ОБЪЕМНЫЕ НАНОМАТЕРИАЛЫ КОНСТРУКЦИОННОГО НАЗНАЧЕНИЯ Н.П. ЛЯКИШЕВ, М.И. АЛЫМОВ, С.В. ДОБАТКИН Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН, г. Москва Интерес к объемным нанокристаллическим материалам обусловлен тем, что их конструкционные и функциональные свойства значительно отличаются от свойств крупнозернистых аналогов. Объемные нанокристаллические материалы получают, в основном, методами порошковой металлургии, кристаллизацией из аморфного состояния и интенсивной пластической деформацией. Особенности структуры нанокристаллических материалов (размер зерен, значительная доля границ раздела и их состояние, пористость и другие дефекты структуры) обусловлены методами получения и оказывают существенное влияние на их свойства. Для получения объемных наноматериалов из порошков, в основном, используются методы холодного прессования с возможным последующим спеканием и методы спекания без и под давлением. Многообразие методов консолидации порошков обеспечивает достаточно широкие технологические возможности для получения высокоплотных материалов. На уплотнение дисперсных порошков значительное влияние оказывают распределение частиц по размерам, содержание примесей, состояние поверхности, форма частиц и способ прессования. Показано, что методы холодного прессования не позволяют получить беспористые прессовки из нанопорошков, также как и спекание нанопорошков без давления: при высоких температурах растет плотность образцов, но увеличивается размер зерна. Перспективным способом получения объемных наноматериалов является спекание нанопорошков под давлением. С увеличением давления прессования температура спекания, при которой отсутствует пористость, уменьшается. При этом размер зерна спеченных компактов также уменьшается. Для получения массивных равноплотных компактов с гомогенной наноструктурой успешно применяются методы горячего изостатического прессования и высокотемпературной газовой экструзии. Объемные наноматериалы могут быть получены кристаллизацией объемных аморфных сплавов в виде ленты, проволоки и деталей сложной формы. В настоящее время толщина объемных аморфных материалов может достигать нескольких миллиметров. Аморфнонанокристаллические материалы, например на основе железа, характеризуются высокой твердостью, повышенными магнитными свойствами и износостойкостью. Метод интенсивной пластической деформации (ИПД), заключающийся в деформировании с большими степенями деформации при относительно низких температурах (ниже 0,3-0,4 ТПЛ) в условиях высоких приложенных давлений, позволяет получать объемные беспористые нанокристаллические металлы и сплавы. Такие методы, как прокатка, волочение и прессование, связаны с уменьшением поперечного сечения заготовки и не позволяют достигать больших степеней деформации. Нетрадиционные методы (кручение под гидростатическим давлением, равноканальное угловое прессование, мультиосевая деформация, знакопеременный изгиб, аккумулируемая прокатка соединением, равноканальное винтовое прессование и т.д.) позволяют деформировать заготовку без изменения конечного сечения и формы и достигать очень больших степеней деформации, необходимых для формирования нано- и субмикрокристаллической структуры. Такая структура приводит к изменению физических и механических свойств (значительное повышение прочности при хорошей пластичности, повышение износостойкости, проявление высокоскоростной и низкотемпературной сверхпластичности и т.д.). В докладе рассматриваются физические, механические и функциональные свойства различных металлических объемных наноматериалов и обсуждаются возможные области их использования. 5 CОСТОЯНИЕ И ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ НАНОМАТЕРИАЛОВ И НАНОТЕХНОЛОГИЙ В БЕЛАРУСИ П.А. ВИТЯЗЬ Национальная академия наук Беларуси Сделан анализ современного состояния исследований и разработок в области наноматериалов и технологий их получения, проводимых в Беларуси. Представлены основные методы получения, свойства и приведены примеры использования наноматериалов в различных областях. Исследования в области нанотехнологий и наноматериалов включают широкий спектр объектов – от порошковых наночастиц до компактных наноматериалов, как однородных, так и структурированных, а также пленочные слоистые материалы и покрытия, обладающие нанокристаллической структурой. В области порошковых технологий одним из приоритетных направлений является освоенное промышленное производство наноалмазов методом детонационного синтеза и разработка алмазосодержащих антифрикционных, декоративных и других гальванопокрытий, обладающих высокими эксплуатационными характеристиками, разработка смазочных композиций на основе жидких и консистентных связок, а также композиционных полимерных материалов и пленок с использованием наноалмаза в качестве наполнителя, обусловливающего их уникальные триботехнические свойства. Для получения нанопорошков других материалов используются лазерный синтез, обеспечивающий получение высокой чистоты продукта, химическое осаждение (тугоплавкие соединения), механическое легирование (металлические композиции), газотранспортные реакции (углеродные нанотрубки, фуллерены). Разработанные технологии получения углеродных нанотрубок и фуллеренов отличаются высокой производительностью и позволяют наладить выпуск продукции в промышленных масштабах. Широкое распространение и мировое признание получил метод равноканально-углового прессования, разработанный учеными академии наук Беларуси. Он используется для получения беспористых компактных наноматериалов на основе деформирующихся металлов и сплавов, обеспечивая многократное повышение их механических характеристик. В республике имеется хорошая база для проведения исследований с использованием технологии высоких статических и динамических давлений, используемых для консолидации порошковых наноматериалов на основе тугоплавких соединений – карбидов, боридов, нитридов, оксидов. Показана принципиальная возможность значительного повышения их твердости, что открывает перспективу создания новых классов тугоплавких сверхтвердых материалов. Для получения слоистых, пленочных наноматериалов и покрытий используется селективное лазерное спекание, сверхбыстрая кристаллизация из расплава, электролитическое осаждение. Одним из активно развивающихся направлений является исследование свойств магнитных наноматериалов, в частности нанопроволок, обладающих гигантским магнитосопротивлением. Большое внимание в Беларуси уделяется разработке методов аттестации наноматериалов и различного оборудования для ее осуществления. Представлены основные результаты в области разработки методик атомно-силовой микроскопии для локальной характеристики наноматериалов. 6 СТРУКТУРА НАНОЧАСТИЦ В.Я. ШЕВЧЕНКО Институт химии силикатов им. И.В. Гребенщикова РАН, г. Санкт – Петербург Строение ультрадисперсных (нано-) частиц в последние 20 лет активно изучается во многих исследовательских центрах мира. Принципиальным вопросом является объяснение зависимости структуры наночастиц от их размера. Важным экспериментальным фактом является неоднородность строения наночастиц, наблюдавшаяся при определенных размерах и составах. Впервые неоднородность структуры наночастиц ZrO2 и ZrO2-3 mol % Y2O3 (YSZ) исследовались методом дифракции синхротронного излучения с использованием излучения ускорителя ВЭПП-3 Института ядерной физики СО РАН [1, 2]. Анализ этих данных показал, что образцы ZrO2 содержали m-ZrO2 со средним размером областей когерентного рассеяния (ОКР) ~45 нм и t-ZrO2 со средним размером ОКР ~15 нм. Размеры ОКР в образцах YSZ составляли величину ~25 нм для m-ZrO2 и ~35 нм для t-ZrO2. Наблюдающееся уширение пиков отдельных отражений на экспериментальной дифрактограмме высокого разрешения не объясняется вариациями параметров решетки структур за счет микронапряжений или уменьшения размеров кристаллита [1], впрочем как и любыми другими причинами, принимавшимися во внимание в связи с особенностями дифракции на малых частицах. Наночастицы ZrO2 исследовались методами структурной электронографии и просвечивающей электронной микроскопии с использованием микроскопов ЭМ-125 и JEOL JSM-820 [2]. Электронограммы от таких частиц не соответствовали ни случаю монокристальной дифракции, ни случаю поликристалла или текстуры. Максимальное уширение рефлексов наблюдалось для порошков YSZ со средним размером кристаллитов d = 25-45 нм, причем в большей степени для дезагрегированных ультразвуком. При малых значениях d = 5-10 нм уширение рефлексов было меньше, что в наибольшей степени было характерно для отражения (220) t-ZrO2 [2]. Из полученных результатов следует, что существует несколько структурных модификаций в пределах одной наночастицы. При этом граница раздела между различными структурными фрагментами такой наночастицы является когерентной [3]. Такие частицы называют кентаврами [1, 2]. В литературе имеются публикации, отражающие отдельные аспекты рассматриваемой проблемы. В частности, в работе [4] исследовались фазовые переходы tZrO2 mZrO2 при отжиге ультрадисперсных порошков диоксида циркония, получаемых методами золь-гель технологии, а также влияние воздействия ультразвуком на полиморфизм в ультрадисперсных порошках ZrO2. Была предложена модель, основанная на псевдоморфизме малых частиц, предполагающая образование двухфазных частиц с дефектными границами раздела. При исследовании частично стабилизированной керамики на основе ZrO2 методами электронной микроскопии высокого разрешения (HREM) в работе [5] было показано, что при синтактическом срастании моноклинной и тетрагональной структур граница раздела между ними может быть полукогерентной. В [6] исследовалась YSZ керамика, содержащая зёрна микронных размеров. Керамика подвергалась быстрой закалке для стабилизации высокотемпературных фаз. Наблюдались зёрна c-ZrO2 с "твидовой" структурой (их средний размер был ~10 мкм), так и зерна t-фазы меньшего размера, составляющие матрицу образца. В тройных 7 точках на границах зёрен t- и c- фаз имелись «стекловидные» (аморфные) фазы, а также «линзы» размерами ~0,51 мкм2 зарождающейся t-фазы на границах зёрен с/с или c/t. В [7] исследовались частицы ZrO2, приготовленные методом осаждения из раствора ZrOCl2·8H2O, и подвергавшиеся затем различной термообработке. Методами просвечивающей электронной микроскопии наблюдалось сосуществование «доменов» t- и m–фаз в отдельных наночастицах и описывались «деформированные и сложные полидомены с дислокациями». Таким образом, в этих работах также наблюдали сосуществование c-, t- и mфаз в зернах керамики ZrO2 в виде доменов, разделённых межфазной границей или границей, насыщенной дислокациями несоответствия. Все изложенные факты объясняются в рамках выдвинутых в [1] представлений о существовании кентавров, то есть ультрадисперсных частиц, состоящих из нескольких различающихся между собой структурных фрагментов. В [3] нами были рассмотрены структурные особенности частиц-кентавров и установлена взаимосвязь между возникновением неоднородных частиц и размерным эффектом. Было доказано, что общий структурный мотив (сетка 44 из атомов кислорода) является основным структурным критерием, определяющим возможность возникновения частицкентавров в ультрадисперсном ZrO2. Трансформация моноклинной структуры в тетрагональную при переходе через границу раздела сопровождается постепенным изменением симметрии при трансляции. В пределах всей частицы граница раздела между m и tZrO2 является полностью когерентной. Релаксация внутренних напряжений, возникающих из-за незначительного рассогласования параметров решетки, в ультрадисперсных частицах происходит за счет небольших смещений атомов, расположенных на внешней поверхности частицы. В [8] нами сообщалось о прямом экспериментальном наблюдении таких частиц, в частности, методом просвечивающей электронной микроскопии высокого разрешения (HRTEM) на микроскопе JEOL JEM-3010EX. Для HRTEM-исследований в поле микроскопа выбирались отдельные частицы YSZ размерами до 50 нм. В эксперименте были проанализированы HRTEM-изображения не менее 50 наночастиц YSZ. Среди частиц нанопорошков, обработанных ультразвуком максимальной мощности, были обнаружены такие наночастицы, в которых очевидно проявляется сосуществование t- и m-фрагментов, разделённых между собой когерентной межкристаллитной границей [8]. Теоретический анализ особенностей дифракции на наночастицах проведен с учетом влияния формы и размеров наночастиц на распределение интенсивности рассеянного излучения в обратном пространстве и на форму профиля рентгеновского дифракционного пика [9]. При этом использован единый концептуальный подход, приемлемый как для описания формы профиля пиков на рентгеновской дифрактограмме, так и для описания формы интерференционной области в электронографии. Особенно важно было исследовать возможности рентгеновского и электронографического методов для анализа когерентных границ раздела в наночастицах-кентаврах [1-3], имеющих различную форму. Было показано [9], каким образом на основании анализа рентгеновских дифракционных картин высокого разрешения и результатов электронографических исследований (картин микродифракции) можно получить первичную достоверную информацию о строении наночастиц-кентавров, содержащих когерентные границы раздела. 8 Установленная зависимость структуры наночастиц от их размера и состава является следствием фундаментального принципа существования наномира. Квантово-механический анализ наночастиц с использованием идей Кадомцева [10] и Пригожина подтверждает вывод о том что между классическим макромиром и микромиром (миром элементарных частиц) существует особый наномир. Объекты наномира имеют классические и квантовые свойства, а также и принципиально новые. Статистические закономерности наномира не просто находятся на стыке статистики классической и статистики квантовой, но и обнаруживают принципиально новые свойства (фактор времени). Наномир – это мир множества чередующихся коллапсов волновых функций и вероятностей, это мир рождающихся и умирающих когерентностей, где постоянно существует вероятность выбора (бифуркации). Таким образом, существование кентавров является первым экспериментальным и теоретическим доказательством дуализма наномира. Список литературы. 1. Шевченко В.Я., Хасанов О.Л., Юрьев Г.С., Похолков Ю.П. Наблюдение особенностей структуры ультрадисперсного состояния диоксида циркония методом дифракции синхротронного излучения // ДАН. 2001. Т. 377. № 6. С. 797-799. 2. Шевченко В.Я., Хасанов О.Л., Юрьев Г.С., Иванов Ю.Ф. Сосуществование кубической и тетрагональной структур в наночастице иттрий-стабилизированного диоксида циркония // Неорган. матер. 2001. Т. 37. № 9. С. 1117 – 1119. 3. Шевченко В.Я., Мадисон А.Е., Глушкова В.Б. Строение ультрадисперсных частиц-кентавров диоксида циркония // Физ. и химия стекла. 2001. Т. 27. № 3. С. 419428. 4. Бурханов А.В., Ермолаев А.Г., Лаповок В.Н., Петрунин В.Ф., Трусов Л.И. Псевдоморфизм и структурная релаксация в малых частицах // Поверхность. 1989. Т. 7. P. 51-58. 5. Zhu W.Z., Lei T.C., Zhou Y., Ding Z.S. HREM investigation of interface between tetragonal and monoclinic phases in a ZrO2 (3 mol. % Y2O3) ceramics // J. Mater. Sci. Lett. 1996. V. 15. № 1. P. 69-71. 6. Chaim R., Heuer A.H., Brandon D.G. Phase equilibration in ZrO2-Y2O3 alloys by liquid film migration // J. Amer. Ceram. Soc. 1986. V. 69. N 3. P. 243-248. 7. Mitsuhashi T., Ichihara M., Tatsuke U. Characterization and stabilization of metastable tetragonal ZrO2 // J. Amer. Ceram. Soc. 1974. V. 57. N 2. P. 97-101. 8. Шевченко В.Я., Хасанов О.Л., Мадисон А.Е., Ли Дж.Й. Исследование структуры наночастиц диоксида циркония методом электронной микроскопии высокого разрешения // Физ. и химия стекла. 2002. Т. 28. № 5. С. 459-464. 9. Шевченко В.Я., Мадисон А.Е., Смолин Ю.И. Особенности дифракции на наночастицах // Физ. и химия стекла. 2002. Т. 28. № 5. С. 465-476. 10. Кадомцев Б.Б. Динамика и информация. М.: Редакция журнала «Успехи физ. наук». 1999. 400 с. 9 ПРОИЗВОДСТВО УГЛЕРОДНЫХ НАНОТРУБОК В НЕРАВНОВЕСНЫХ УСЛОВИЯХ. С.А. ЖДАНОК Институт тепло-и массообмена им. А.В. Лыкова НАНБ, г. Минск Главным препятствием широкого применения углеродных нанотрубок (УНТ) является их исключительно высокая стоимость и отсутствие методов крупномасштабного производства. Основными методами получения УНТ, в настоящее время, являются лазерное испарение металлографитового электрода, электродуговое испарение графита над катализатором и осаждение из паровой фазы. Перечисленные методы получения УНТ исключительно трудоемки и малоэффективны, что сдерживает их широкое применение в различных областях индустрии. В настоящей работе предлагается четвертый, по существу новый, подход к синтезу углеродных нанотрубок, позволяющий существенно (на несколько порядков) увеличить выход процесса и улучшить качество получаемого продукта. Этот подход позволит создать рынок углеродных нанотрубок и стимулировать пути их широкого применения. Предлагаемый метод получения нанотрубок состоит в реализации реакции CO(v) + CO(w) CO2 + C Ev + Ew 5.5 eV диспропорционирования с участием колебательно возбужденных молекул окиси углерода в сильно неравновесных условиях при относительно низких температурах, порядка 500 0С, при атмосферном давлении. Следует добавить, что активационный барьер, составляющий 5,5 eV, преодолевается за счет энергии колебательных степеней свободы молекул СО, возбужденных в высоковольтном разряде атмосферного давления (ВРАД). ВРАД УНТ, синтезированные в ВРАД. 10 ВЛИЯНИЕ СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУРЫ В ПОВЕРХНОСТНОМ СЛОЕ ИЛИ ОБЪЕМЕ МАТЕРИАЛА НА МЕХАНИЧЕСКОЕ ПОВЕДЕНИЕ КОНСТРУКЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ В.Е. ПАНИН1, П.А. ВИТЯЗЬ2, А.В. ПАНИН1, В.А. КЛИМЕНОВ, Р.З. ВАЛИЕВ3, В.И. КОПЫЛОВ2 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, г. Томск Физико-технический институт НАНБ, г. Минск 3 Институт перспективных материалов при УГАТУ, г. Уфа 1 2 1.Изучено влияние субмикрокристаллической структуры в поверхностном слое или объеме материала на механическое поведение ряда конструкционных материалов на основе железа и титана. 2.Создание СМК структуры в тонком поверхностном слое образцов либо во всем их объеме обусловливает склонность материала к локализации пластической деформации на мезои макромасштабных уровнях. Использование сканирующего туннельного микроскопа выявило на поверхности нагруженных образцов специфические мезополосы деформации, распространяющиеся в виде экструдированного материала. Деформация внутри полос осуществляется путем многоуровневого последовательного сдвига друг относительно друга отдельных ламелей различного масштаба. Указанные мезополосы экструдированного материала отражают специфику деформации поверхностных слоев материала на мезомасштабном уровне и вызывают развитие в объеме материала полосовой дислокационной субструктуры. 3.Макролокализация пластической деформации в субмикрокристаллическом материале развивается в 2 стадии. На 1-й стадии она проявляется в виде протяженной зигзагообразной макрополосы, распространяющейся в поверхностном слое образца с СМК структурой. Макрополоса представляет собой интрудированный в объем образца материал и является, по существу, «диффузной шейкой», распределенной вдоль рабочей части образца. Она зарождается у головки образца и распространяется вдоль его рабочей части по схеме волны полного внутреннего отражения. На второй (завершающей) стадии возникают одна, две дипольные или сопряженные макрополосы локализованной деформации, развитие которых формирует локализованную шейку и разрушение образца. 4.Вид кривых «напряжение – деформация» образцов, имеющих СМК структуру в поверхностном слое или объеме материала, существенно зависит от характера развития мезо- и макрополос локализованной деформации. Квазиоднородное распределение пластического течения образцов при развитии в них мезополос локализованной деформации обусловливает слабое деформационное упрочнение на кривой -. Макролокализация деформации обусловливает слабое деформационное разупрочнение на стадии равномерного удлинения образца и сильное падение кривой - на второй стадии локализации. 5.В инженерном плане макролокализация пластического течения в нагруженном твердом теле всегда опасна, особенно если материал предварительно упрочнен интенсивной пластической деформацией и находится в сильно неравновесном состоянии. 6.СМК состояние, получаемое интенсивной пластической деформацией различного типа (РКУ-прессование по различным режимам, ковка с постоянной сменой оси деформирования и др.) у различных авторов оказывается качественно различным. Это обусловливает многообразие сочетаний вкладов механизмов деформации микро-, мезо- и макромасштабного уровней и качественное различие механического поведения СМК материалов, полученных по различным технологиям. 11 ПЛАЗМЕННАЯ ПОРОШКОВАЯ МЕТАЛЛУРГИЯ – ПЕРСПЕКТИВНАЯ ТЕХНОЛОГИЯ ПОЛУЧЕНИЯ НАНОМАТЕРИАЛОВ Ю.В. ЦВЕТКОВ Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН, г. Москва Ультрадисперсные порошки элементов и соединений (УДП) являются основой для разработки наноматериалов, в том числе композиционных с особыми свойствами. В ряде случаев УДП могут сами выступать в роли функциональных наноматериалов. Сопоставление способов производства УДП позволяет сделать вывод о предпочтительности для достаточно широкого круга объектов методов плазменной порошковой металлургии. Преимущества применения термической плазмы для получения УДП определяются прежде всего способностью перевода любого вещества в парообразное состояние с последующим выделением газовой фазы УДП сколь угодно малого размера путем регулируемой конденсации. При оптимальном конструктивно-технологическом решении процессы плазменной порошковой металлургии являются энерго- и ресурсосберегающими при минимальном негативном воздействии на окружающую среду. Следует отметить, что струйно-плазменные процессы с распределенными в плазменных потоках дисперсными веществами относятся (в значительной степени благодаря работам ИМЕТ) к наиболее обеспеченным теоретическими разработками плазменно-химическим процессам. Созданная нами методология исследования с широким использованием математического моделирования позволяет прогнозировать и изучать физикохимические процессы и управлять химсоставом и дисперсностью получаемых порошков. Вышесказанное подтверждается многочисленными примерами получения УДП элементов и химических соединений в лабораторном, укрупненном и промышленном масштабе. 12 1СЕКЦИЯ ПОЛУЧЕНИЕ И ПРИМЕНЕНИЕ УЛЬТРАДИСПЕРСНЫХ ЧАСТИЦ И МАТЕРИАЛОВ НА ИХ ОСНОВЕ 13 14 СТРУКТУРА И СВОЙСТВА НИТРИДООКСИДНЫХ И НИТРИДОБОРИДНЫХ НАНОКОМПОЗИТОВ, СПЕЧЕННЫХ ПРИ ВЫСОКИХ ДАВЛЕНИЯХ В.С. УРБАНОВИЧ1, Р.А. АНДРИЕВСКИЙ2 Институт физики твердого тела и полупроводников НАНБ, г. Минск Институт проблем химической физики, РАН, г. Черноголовка, Московская область 1 2 Наноструктурные материалы (НМ) на основе тугоплавких соединений (оксидов, нитридов, боридов и др. соединений) рассматриваются как перспективные для многих современных приложений (машиностроение, электроника, энергетика и др.). Одна из основных трудностей при получении НМ, характеризуемых обычно размером зерен менее 100 нм, состоит в предотвращении рекристаллизации в консолидационных процессах (прессовании, спекании, горячих методах обработки). В этой связи высокознергетические методы консолидации и, в частности, спекание при высоких давлениях представляется весьма перспективным. С использованием ультрадисперсных порошков Аl2О3, ТiN и ТiВ2 получены при высоких давлениях (4-8 ГПа) и умеренных температурах (1000° - 1600°С) композиции различного состава. Методами рентгенофазового анализа и электронной дифракции, а также просвечивающей и сканирующей электронной микроскопии изучены особенности структуры и состава полученных НМ. Прослежена эволюция твердости и наноструктуры в зависимости от режимов получения и зернистости исходных порошков. Обсуждаются параметры твердости и трещиностойкости нанокомпозитов различного состава; эти данные сопоставляются с литературными сведениями для обычных материалов аналогичного состава, полученных другими методами. Изучение горячей твердости нанокомпозитов ТiN/ТiВ2 не выявило проявления сверхпластичности вплоть до температур нагрева около 900°С. Разрушение образцов при комнатной температуре имело ярко выраженный интеркристаллитный характер. Выявлены оптимальные режимы консолидации, обеспечивающие наиболее высокие показатели твердости для нанокомпозитов TiN/Аl2О3 и TiN/ТiВ2 (свыше 30 ГПа). 15 ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ИНДИВИДУАЛЬНЫХ НАНОЧАСТИЦ И ИХ АНСАМБЛЕЙ. М.В. АСТАХОВ, А.О. РОДИН Московский государственный институт стали и сплавов Получены экспериментальные и теоретические данные, доказывающие, что уменьшение размера частиц до десятков и единиц нанометров приводит к изменению физико-химических свойств как индивидуальных наночастиц, так и их ансамблей, что выражается в необходимости учитывать взаимодействие наночастиц внутри ансамбля. Описана методика получения наночастиц термодинамически равновесным методом, позволяющая обратимо менять размеры частиц в ходе их исследований. Рассмотрены механизмы взаимодействия ансамбля наночастиц с электромагнитным излучением. Показано, что такое взаимодействие может носить резонансный характер при совпадении собственных частот колебаний в системе взаимодействующих наночастиц с частотой падающего электромагнитного излучения 16 ПОЛУЧЕНИЕ ОСОБО ЧИСТЫХ УЛЬТРАДИСПЕРСНЫХ ПОРОШКОВ И НАНОРАЗМЕРНЫХ ЭПИТАКСИАЛЬНЫХ ПЛЁНОК ПРОСТЫХ И СЛОЖНЫХ ОКСИДОВ РЕДКИХ ЭЛЕМЕНТОВ IV И V ГРУПП ПЕРИОДИЧЕСКОЙ СИСТЕМЫ В.Т. КАЛИННИКОВ, Э.П. ЛОКШИН, В.И. ИВАНЕНКО, И.А. УДАЛОВА, В.Н. ЛЕБЕДЕВ, О.Г. ГРОМОВ, А.П. КУЗЬМИН, Г.Б. КУНШИНА Институт химии и технологии редких элементов и минерального сырья им. И.В. Тананаева КНЦ РАН, г. Апатиты Оксиды редких элементов IV и V групп Периодической системы находят применение в производстве конструкционной керамики (TiO2), катализаторов (TiO2, ZrO2), исходных компонентов для синтеза соединений на их основе (TiO2, ZrO2, Nb2O5, Ta2O5). Сложные оксидные соединения, содержащие титан, цирконий, ниобий, тантал, широко используются в производстве сегнетоэлектрических керамик и монокристаллов (титанаты, цирконаты щелочноземельных элементов; ниобаты, танталаты, титанилфосфаты щелочных элементов), твёрдых электролитов. Выполнены исследования по получению простых и сложных оксидов редких элементов IV и V групп особой чистоты из рудного сырья. Поскольку для получения качественных керамических материалов необходимо использование монофазных продуктов стехиометрического состава с высокой степенью дисперсности и гомогенизации компонентов, в последние годы значительное внимание уделено разработке способов получения их ультра- и микродисперсных порошков (0.2-1.5 μм). Кроме того, значительный интерес представляют для различных областей применения эпитаксиальные плёнки нано- и микроразмерной толщины, изготовленные из этих материалов. В докладе сообщается о разработке широкого спектра оригинальных технологий получения названных выше целевых продуктов: - золь-гель технологии получения ультрадисперсных порошков особо чистого фосфата титанила калия, литийпроводящих фосфатных твердых электролитов состава Li1.3Al0.3Ti1.7(PO4)3, Li2Ti(PO4)2 и Li1.4Al0.2Ti(PO4)2; - золь-гель технологии получения ультрадисперсных порошков особо чистого метатитаната бария перовскитовой структуры; - пиро-гидрохимической технологии получения ультрадисперсных порошков особо чистого диоксида циркония из бадделеитового концентрата; - золь-гель технологии получения ультрадисперсных порошков особо чистых стехиометрических метаниобатов и метатанталатов лития, натрия, калия, их твёрдых растворов; - гидрохимической технологии получения ультрадисперсных порошков особо чистых стехиометрических метаниобата и метатанталата лития путём получения истинных водных растворов их прекурсоров с последующим их осаждением и термической обработкой; - получения ультрадисперсных порошков особо чистого метатитаната бария перовскитовой структуры, стехиометрических метаниобата и метатанталата лития, их твёрдых растворов, содержащих точно заданные соотношения лития и других щелочных элементов, ниобия и тантала с использованием ультразвуковой механохимической активации в инертной органической среде; - получения эпитаксиальных плёнок нано- и микроразмерной толщины метаниобата и метатанталата лития на различных изоструктурных подложках с использованием истинных водных растворов их прекурсоров. Отличительными особенностями разработанных технологий являются использование водных сред или растворов вместо обычно применяемых органических прекурсоров, а также низких температур термообработки. Это определяет простоту, экологическую безопасность, экономичность предлагаемых решений. 17 ЛАЗЕРНАЯ ОБРАБОТКА ПОРОШКОВ И ПОРОШКОВЫХ МАТЕРИАЛОВ С МИКРО- И НАНОРАЗМЕРНЫМИ ЧАСТИЦАМИ Н.К. ТОЛОЧКО1, М.К. АРШИНОВ1, К.И. АРШИНОВ1, М.Б. ИГНАТЬЕВ2, В.И. ТИТОВ2 Институт технической акустики НАНБ, г. Витебск Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН, г Москва 1 2 Лазерная обработка порошков и порошковых материалов открывает широкие возможности на пути формирования и модифицирования твердотельных структур. Особый интерес представляет исследование закономерностей процессов лазерной обработки порошков и порошковых материалов с микро- и наноразмерными частицами, позволяющих получать структуры с повышенной плотностью и прочностью и создавать микрокомпоненты различных технических устройств. Однако на сегодняшний день эти вопросы исследованы недостаточно. В настоящей работе рассмотрены некоторые особенности лазерной обработки свободнонасыпанных порошков, порошковых компактов и спеченных порошковых материалов. Лазерная обработка свободнонасыпанных порошков представляет интерес в связи с развитием селективного лазерного спекания (Selective Laser Sintering - SLS), которое является одной из разновидностей технологий быстрого прототипирования (Rapid Prototyping). Важным аспектом SLS процессов является подача порошка в зону лазерного воздействия, так как особенности осаждения порошка непосредственно влияют на условия его последующего спекания и, как следствие, на структуру образующегося изделия. В работе рассмотрен новый принцип реализации процессов SLS, основанный на подаче порошка в зону лазерного облучения непрерывным потоком на примере порошков Fe и композитов Fe/Al2O3/Cu с размерами частиц 510 мкм. Определены закономерности непрерывного осаждения порошков под действием низкочастотных (2-4 кГц) вибраций с использованием вибропитателей типа капиллярной трубки и двух коаксиальных конусов. Установлены зависимости скорости истечения порошков от интенсивности вибраций, особенностей конструкции питателей и текучести порошков. В целом структура характеризуется высокой однородностью, в ней отсутствует слоистость, характерная для структур, полученных при спекании последовательно осаждаемых дискретных слоев в традиционных SLS методах. В то же время обнаружены различия в характере структур, сформированных при различной скорости роста порошкового тела. Лазерное спекание керамических порошков в свободнонасыпанном состоянии практически крайне трудно осуществимо. Поэтому в работе рассмотрены возможности лазерного спекания порошковых компактов на примере порошков Al2O3 с размерами частиц 22 и 250 нм. Поверхность образцов после лазерного облучения оплавлялась. Коэффициент усадки, плотность и микротвердость образцов зависели от размеров частиц исходного порошка (при одинаковых условиях обработки). Аналогичным образом подвергались лазерному спеканию компактированные порошки SiO2 (с размерами частиц 0.3-0.4 мкм). Выявлены особенности перестройки структуры порошкового тела (перегруппировка частиц, формирование межчастичных контактов, объединение частиц в конгломераты, эволюция пористой структуры) на разных стадиях спекания (при различной длительности лазерного облучения).Особенности лазерного модифицирования структуры порошковых материалов исследованы на примере лазерной обработки спеченных порошков Al2O3 с размерами частиц менее 10 мкм. Структура после обработки приобретала градиентный характер: размеры частиц увеличивались и пористость уменьшалась по мере приближения к облучаемой поверхности. В ряде случаев наблюдалось оплавление поверхности. 18 ПЕРСПЕКТИВЫ ПРИМЕНЕНИЯ НАНОСТРУКТУРНЫХ МАТЕРИАЛОВ В ТЕХНОЛОГИЯХ СВС И ИНЖЕНЕРИИ ПОВЕРХНОСТИ Е.А. ЛЕВАШОВ Московский государственный институт стали и сплавов Проведение фундаментальных и прикладных исследований в области материаловедения наноструктурных материалов позволит добиться существенного прогресса в области синтеза новых композиционных материалов и покрытий. В работе представлены общие закономерности влияния добавок нанопорошков тугоплавких соединений и ультрадисперсного алмаза (УДА) на макрокинетические параметры процессов горения, а также на состав, структуру и свойства продуктов самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС) на основе карбидов, боридов, нитридов, интерметаллидов переходных металлов. Показано, что введение в исходную экзотермическую смесь незначительного количества (от 3 до 10%) нанопорошка тугоплавкого соединения в качестве инертного наполнителя приводит к снижению температуры и скорости горения. Вместе с тем, в большинстве изученных систем нанопорошковый компонент активно участвует в процессе структурообразования продуктов синтеза и образования твердых растворов и новых химических соединений. Введение тугоплавкого нанокомпонента, имеющего температуру плавления выше, чем температура горения, способствует модифицированию структуры сплавов. Например, 5%-ая добавка плазмохимического порошка карбида ниобия с размером частиц 40 нм в шихту приводит к 10-ти кратному измельчению зерна карбида и диборида титана. В докладе продемонстрированы позитивные эффекты модифицирования структуры продуктов синтеза в системах TiC-Cr-Ni, Ti-B-Al, Ti-C-никелевый сплав, Ti-Ta-C-сталь и одновременного повышения твердости, трещиностойкости и предела прочности на изгиб. Кроме того, в докладе представлено современное состояние исследований в области дисперсно-упрочненных наночастицами покрытий. К основным преимуществам данного подхода относится возможность нанесения тонких износостойких композиционных покрытий с улучшенными трибологическими характеристиками (работающих при минимальном количестве смазки более длительный срок), а также получение композиционных покрытий с высокой адгезией к подложкам из стали, алюминиевых и магниевых сплавов, керамики и пластиков. Приводятся результаты совместных исследований между МИСиС, ИМЕТ, Европейской аэрокосмической компанией (EADS) (Германия) и Концерном “Даймлер - Крайслер» (Германия), выполняемые в рамках проекта E! 2260 “Nadicoat” Европейской программы научно-технической интеграции «Эврика». Показана перспектива применения наноструктурных материалов в таких технологиях инженерии поверхности как: газотермическое распыление, холодное газодинамические компактирование, ионно-плазменное (магнетронное) распыление, электрохимическое осаждение, электроискровое легирование и термореакционное электроискровое упрочнение. 19 ПОЛУЧЕНИЕ МАТЕРИАЛОВ АРМИРОВАННЫХ АМОРФНЫМИ И МИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКИМИ ПОРОШКАМИ С ОСОБЫМИ ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИМИ СВОЙСТВАМИ. С.М. УШЕРЕНКО, В.И. ОВЧИННИКОВ, О.И.КОВАЛЬ, О.А. ДЫБОВ НИИ импульсных процессов, г. Минск Введение. В настоящее время всеобщее признание получил факт существования явления сверхглубокого проникания микроударников в металлические мишени (обнаружен в Белорусском государственном научно-производственном концерне порошковой металлургии в 1974г.). Общепризнаны экспериментальные результаты по формированию канальной структуры на глубинах в десятки миллиметров, формирование на этой основе структуры композиционного материала армированного локальными зонами аморфного и микрокристаллического строения. Предлагаемая работа основана на существующих представлениях по созданию микрокристаллических и аморфных материалов, объемном легировании материалов частицами карбидов, нитридов, микрокристаллических и аморфных порошков в условиях ударноволнового динамического нагружения и базируется на эффекте сверхглубокого проникания частиц в металлическую матрицу при резком увеличении дефектности структуры. Поэтому наряду с возможностью компактирования исходно высокодефектных (аморфных) материалов существует реальная перспектива создания таких материалов за счет интенсивной пластической деформации и теплоотвода. С этой точки зрения особый интерес представляют процессы динамического нагружения, т.к. за счет малого времени воздействия релаксация возникающих дефектов практически не происходит.Формирование канальных структур сопровождается интенсивной пластической деформацией, как за счет проникания, так и за счет сжатия стенок канала за ударником. В результате даже при однократном воздействии материал приобретает свойства характерные для композиционного материала, в частности ярко выраженную анизотропию. За счет кумуляции энергии в узких локальных зонах образуются аморфноподобные элементы структуры, устойчивые к тепловому воздействию. Введение аморфных и микрокристаллических порошковых частиц по-видимому существенно интенсифицирует процесс структурной перестройки и приводит к значительному изменению физико-механических свойств. Зафиксированы необычные эффекты увеличения теплопроводности стали за счет создания армированного каналами с нанокристаллической структурой композиционного цельнометаллического материала. В результате предварительных исследований было установлено, что в результате ударно-волнового нагружения происходит измельчение зерна в 1,8-2,9 раза по отношению к исходной стали в зависимости от задаваемого состава вводимых порошков и условий нагружения, увеличение предела текучести стали на 2530%, износостойкости в 1,5-2 раза.. Управление процессом изменения структуры материалов при ударноволновой обработке и легировании материалов частицами порошков различного состава в особенности нанокристаллическими позволяет получать материалы с высоким уровнем физикомеханических свойств. Вопросы взрывной обработки материалов, изменение пластических свойств и структурных характеристик в результате интенсивного ударно-волнового воздействия требуют более детального изучения и проведения ряда исследований в этой области. Целью настоящей работы является исследование взаимодействия потока дискретных частиц аморфного и микрокристаллического строения с металлической матрицей, процессов формирования локальных микрокристаллических и аморфных зон в объеме металлического тела, получение материалов с особыми физико-механическими свойствами в условиях интенсивного динамического нагружения Методика эксперимента. Образцы из стали 40, 45 диаметром 30мм, длиной 150 мм подвергали ударно-волновому нагружению при фоновом давлении более 10Гпа и времени нагружения 10-200мкс.В качестве источника энергии использовали взрывчатые вещества. При обработке применяли порошки размером 50-100 мкм следующего состава: 20 Порошок SiC-100% при режиме трехкратного нагружения; Порошок SiC 70% +Ni 30% ; Методом линейного металлографического анализа оценивали величину зерна стали до и после ударно-волновой обработки. Фазовый состав и плотность дислокаций в материалах после воздействия динамического нагружения определяли методом дифракционной электронной микроскопии. Для расчетов связи внутризеренного упрочнения (дислокационное) и зернограничного использовали уравнение Холла-Петча. Обсуждение результатов. В результате проведенных исследований было установлено, что в результате ударно-волнового нагружения и сверхглубокого проникания частиц в металлическую преграду можно получать композиционный материал армированный микрокристаллической и аморфной структурой. Исходное состояние кристаллического материала, размер частиц порошков, потенциальная энергия, запасенная в структуре, определяют специфику перераспределения энергии соударения в преграде, ее кумуляцию в разных масштабных зонах и определяющим образом влияют на процесс сверхглубокого проникания и образования локальных зон с аморфной и микрокристаллической структурой. Исследование тонкой структуры методом дифракционной электронной микроскопии позволило установить: что зона канала состоит из центральной волоконной зоны с остатками частиц порошка, окруженных переходящих одна в другую ряда зон – аморфной неупорядоченной зоны размером 8-10 мкм, нанокристаллической с сильноискаженной (фрагментированной) ячеистой структурой (15-20мкм), микрокристаллической ~ 30мкм с переходом в кристаллическое состояние характерное для матричного материала. На основании полученных данных и при использовании уравнения Холла – Петча прогнозировался предел текучести стали с учетом зернограничного и дислокационного упрочнения. Значение предела текучести стали в отожженном состоянии по данным [1] составляет 275 Мпа. По нашим расчетам и данным [2] вклад зернограничного упрочнения составляет30-40%,дислокационного 3-5%, следовательно, можно ожидать общее увеличение предела текучести стали в результате проведения УВО на величину порядка 25-30% от значения предела текучести. Выводы. Таким образом данным исследованием получено подтверждение возможности получать композиционные материалы армированные аморфной нанокристаллической и микрокристаллической структурой не в результате компактирования порошков с исходной наноструктурой, а в условиях динамического нагружения при реализации эффекта сверхглубокого проникания частиц в металлическую преграду. Литература. 1.Гольштейн М.И., Литвинов В.С., Бронфин Б.М. Металлофизика высокопрочных сплавов. М.: Металлургия, 1986, 312с. 2. Журавлев В.Н., Николаева О.И. Машиностроительные стали. Справочник –М.: Машиностроение, 1968, 332с. 21 УЛЬТРАДИСПЕРСНЫЕ ПОРОШКИ, ПОЛУЧАЕМЫЕ В ИМПУЛЬСНОЙ ПЛАЗМЕ КОНДЕНСАТОРНОГО РАЗРЯДА (ИПКР) А.В. ЕЛЮТИН, И.В. БЛИНКОВ Московский государственный институт стали и сплавов Плазмохимические процессы являются одним из распространенных химических методов получения УДП различных веществ. Характерными особенностями их являются протекание реакций в неравновесных условиях и высокая скорость образования зародышей новой фазы при малой скорости их роста. Этому способствует увеличение скорости охлаждения потока плазмы, вследствие чего уменьшается размер образующихся частиц, а также подавляется рост частиц путем их слияния при столкновении. ИПКР, в которой реализуются высокие температуры (~ до 50000 К) и скорости закалки (107-108 К/с) достигнутого в плазме высокотемпературного состояния исходных реагентов, представляет с этой точки зрения перспективный способ получения нанопорошков. Нами исследовались процессы получения УДП металлов (Fe, Mo), карбидов (TiC, SiC, B4C). Исследования проводили на установках импульсной плазмы с пиковыми мощностями импульсного разряда до ~ 6 МВт и частотой следования импульсов плазмы до 15 Гц. Исходными веществами служили: Fe(CO)5, MoCl5, SiCl4, BCl3, H2, Ar, CH4, которые подавали в плазменный реактор в межэлектродный промежуток в виде парогазового потока. Развитие импульсной дуги происходило непосредственно в парогазовой фазе, заполняющей реакционный объем, с последующим охлаждением плазменного состояния и формированием конечного дисперсного продукта. При получении Fe и Мо продуктами плазмохимического процесса были УДП, характеризующиеся площадью удельной поверхности и размером частиц соответственно: для Fe – Sуд. = 40-80 м2/г, d ~ 2-25 нм, для Мо – Sуд. = 30-40м2/г, d ~ 6-20 нм. В продукте пиролиза пентакарбонила железа помимо фазы -железа обнаружена метастабильная высокотемпературная -фаза, присутствие которой объясняется, по-видимому, высокими скоростями закалки (~107-108 К/с) из области ее термодинамической стабильности. Размер частиц УДП изменялся в зависимости от расхода металлосодержащего соединения, а также от рода плазмообразующего газа. Синтез карбидов был осуществлен с учетом возможных механизмов их образования протекания газофазных реакций и посредством гетерогенного процесса взаимодействия образовавшегося твердого углерода зародышей с конденсированными на них Si, Ti, B. Выход карбидов увеличивался при возрастании соотношений углерода к карбидообразующему элементу (с/э) от стехиометрического до трех-пятикратного с 40 до 95 %. При этом содержание связанного углерода в полученных УДП несколько возрастает. Размер частиц карбидов изменялся от 20 до 7 нм. Для рафинирования порошков предложены режимы термической обработки, позволяющие получить в конечном продукте содержание Ссвоб. ~ 0,6 % (мас.); О ~ 1-1,5 % (мас.); Сl ~ 0,06 % (мас.). Были проведены исследования и показана перспективность использования полученных УДП Fe в качестве катализаторов процесса прямого синтеза углеводородов из СО и Н2; УДП Fe, SiC, B4C как модифицирующих добавок при получении порошковых материалов с высоким уровнем прочностных характеристик 22 ПРОБЛЕМЫ АТТЕСТАЦИИ И ОСОБЕННОСТИ СТРОЕНИЯ НАНОЧАСТИЦ УЛЬТРАДИСПЕРСНЫХ ПОРОШКОВ И.П. АРСЕНТЬЕВА, Б.К. УШАКОВ, А.А. АРСЕНТЬЕВ Московский государственный вечерний металлургический институт Средний размер <D> наночастиц (НЧ) и характер их распределения по размерам являются основными аттестационными характеристиками ультрадисперсных порошков (УДП). Учитывая, что УДП представляют собой объекты нанометрового размера, вышеуказанные характеристики НЧ следует определять с помощью ПЭМ, РЭМ и АСМ. Однако при этом возникают проблемы: (I) – приготовления объектов и (II) – оценки <D>. Известно, что УДП собираются в агломераты, и обе проблемы могут быть решены в случае их разбиения до индивидуальных НЧ. В этом случае в ПЭМ, РЭМ и АСМ приборах существуют программы морфологического анализа изображений объектов, позволяющих осуществить аттестацию НЧ автоматически и с высокой нанометровой точностью. При неполном разбиении агломератов УДП наиболее достоверным методом их аттестации является ПЭМ. Форма НЧ и их строение задаются теми механизмами, которые действуют при получении УДП. На примере УДП, полученных методами испарения-конденсации, химико-металлургическим и спрей-пиролиза продемонстрированы особенности строения НЧ металлов и оксидов 23 УГЛЕРОДНЫЕ НАНОМАТЕРИАЛЫ С ТРЕХМЕРНОЙ СТРУКТУРОЙ С.К. ГОРДЕЕВ ФГУП «Центральный научно-исследовательский институт материалов», г. Санкт-Петербург В последние годы проявляется большой интерес к разработке и исследованию углеродных наноматериалов. Хорошо известны активные работы в области получения фуллеренов, углеродных нанотрубок, наноалмаза и других типов нанофрагментарного углерода. В подавляющем большинстве случаев все подобные материалы находятся в высокодисперсном состоянии (реже - в виде пленок), что ограничивает возможность их практического применения и затрудняет изучение свойств. В то же время для практического применения очень важны углеродные нанофрагментарные материалы c трехмерной структурой, обладающие достаточным уровнем прочности, тепло- и электропроводности и др. То есть требуется разработка материалов в виде изделий, имеющих требуемые размеры и форму. На основе фундаментальных исследований, выполненных в ЦНИИМ, разработаны и используются оригинальные методы получения углеродных наноматериалов, базирующиеся на подходе, в котором на начальных стадиях задаются форма и размеры изготавливаемых материалов, а формирование состава и структуры осуществляется непосредственно в объеме получаемого изделия за счет химических процессов. На основе наноалмаза нами получен новый углеродный композиционный материал (NDC), в котором частицы алмаза связаны пироуглеродной матрицей. Тем самым, в одном углеродном материале сочетаются две его аллотропные модификации - диэлектрический алмаз и проводящий графит. Толщина слоя пироуглерода может варьироваться от нескольких ангстрем до десятков ангстрем, что позволяет изменять свойства нанокомпозита в очень широких пределах. Выполненные исследования показали, что сочетание двух углеродных фаз в одном материале обеспечивает полупроводниковый характер электропроводности нанокомпозита. При этом уровень электропроводности может быть изменен на 12 порядков изменением содержания пироуглеродной матрицы. Ширина запрещенной зоны в полученном новом углеродном полупроводнике может варьироваться от 0,03 до 0,2 эВ. Измерения магнитосопротивления и потенциала Холла показали, что наложение магнитного поля на нанокомпозит не приводит ни к изменению его магнитосопротивления, ни к возникновению потенциала Холла. Наложение относительно низких электрических полей на нанокомпозит (<10 В/мкм) приводит к эмиссии электронов из нанокомпозита с хорошей однородностью эмиссионного тока. Тем самым, в нанокомпозиционном материале из наноалмаза сочетаются свойства, представляющие интерес для использования применительно к современной электронной технике. Другой метод получения нанофрагментарных материалов основан на химическом преобразовании структуры карбидов (SiC, TiC, B4C и др.) таким образом, что из состава карбида происходит удаление карбидообразующих элементов и 24 преобразование структуры остающегося углерода в нанопористый углеродный материал (NPC) с удельной поверхностью более 1000 м2/г и порами 1-2 нм. Высокие сорбционные характеристики, большая удельная поверхность, прочность NPC имеют большое прикладное значение для использования нанопористого материала в качестве мембран, сорбционных элементов, электродов источников энергии. Показаны перспективы дальнейшего исследования углеродных наноматериалов с трехмерной структурой с целью более глубокого изучения их физических и физико-химических свойств, разработки методов модифицирования состава и структуры материалов, методов совмещения их с другими нанофрагментами, закрепленными в порах наноматериала. Развиваемые материаловедческие подходы предполагается использовать в прикладных областях таких как: катоды полевой эмиссии электронов для дальнейшей разработки дисплеев, подложки электронных плат для электронных приборов, высокотемпературные полупроводники, сверхъемкие накопители энергии (суперконденсаторы), аккумуляторы водорода - для нужд водородной энергетики, хроматографические мембраны для препаративного разделения химических соединений, лекарственные депо для хранения и выделения лекарственных веществ. 25 РАЗВИТИЕ МЕТОДА ФГА ДЛЯ ОПРЕДЕЛЕНИЯ ФОРМ ПРИСУТСТВИЯ ГАЗООБРАЗУЮЩИХ ПРИМЕСЕЙ В НАНО ПОРОШКОВЫХ МАТЕРИАЛАХ. К.В. ГРИГОРОВИЧ, Ю.В. БЛАГОВЕЩЕНСКИЙ, Л.Ю. УЛАНСКАЯ, Е.Н. АРГУНОВА Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН, г. Москва Содержание газообразующих примесей и формы их присутствия в значительной степени определяет качество порошковых материалов. В то время как содержание газовых примесей в объеме компактного вещества оказывает определяющее влияние на полезные свойства материалов, для порошков могут иметь решающее значение поверхностно сорбированные газы и окисные пленки. Фракционное определение газообразующих примесей представляет модификацию процесса анализа методом восстановительного плавления в графитовом тигле в токе несущего газа, при линейной зависимости скорости нагрева образца от времени. Развитие метода фракционного газового анализа и оригинального программного обеспечения позволяет определять не только общее содержание любой из газообразующих примесей в компактных образцах и порошках, но, также их содержание в различных формах присутствия в материалах. Характерной особенностью нано-порошков металлов, карбидов, нитридов и оксидов, полученных методами плазмохимии является значительное содержание в них газовых примесей. Это связано с тем, что ультрадисперсные (УДП) порошки имеют высокую удельную поверхность - 2-100 м2/г и различное время контакта с атмосферой в процессе их производства и хранения. Содержание кислорода в порошках может изменяться в широких пределах и зависит от множества факторов таких как химическое сродство материала к кислороду, величины удельной поверхности порошка, его гранулометрического состава, технологии получения и способов хранения. Целью настоящего исследования являлось развитие метода фракционного газового анализа (ФГА) для количественного определения содержания кислорода азота и углерода в различных формах его нахождения в УД порошках. Проведен фракционный газовый анализ УДП металлов - никеля, кобальта, вольфрама, молибдена, ниобия, тантала, карбидов - WC, NbC, B4C, нитридов - Si3N4, AlN, TaN, NbN, оксидов - Al2O3, SiO2. Показано, что порошки никеля и кобальта, восстановление которых проходит через стадию образования жидкой фазы, содержат существенно меньшие доли оксидной фазы, чем порошки вольфрама и молибдена. Сопоставление результатов ФГА с результатами измерения удельной поверхности ультрадисперсных порошков никеля, полученных методами плазмохимии показало, что общее содержание кислорода в порошке значительно возрастает с увеличении удельной поверхности при этом основной вклад вносит доля адсорбированного на поверхности кислорода. На примере анализа УДП порошков ниобия и тантала продемонстрировано влияние термообработки на перераспределение форм нахождения кислорода в порошках. Показана эффективность применения метода фракционного газового анализа для определения 26 форм нахождения кислорода в порошках, контроля качества порошков и для разработки методов получения порошков УДП нитридов и оксидов. При восстановительном плазмохимическом синтезе УДП карбидов в качестве исходных веществ используют металлы, их оксиды и галогениды, углеродсодержащим сырьем служат в основном различные углеводороды, и в некоторых случаях – углерод в виде графита. Весьма важно знать не только общее содержание углерода в синтезированных карбидах, но и его распределение по различным структурным составляющим. Например, при производстве твердых сплавов свойства режущего инструмента в существенной степени зависят от стехиометрии применяемых карбидов. При использовании карбидов вольфрама, оптимальным составом считается монокарбид вольфрама с содержанием углерода 6,12 %. Повышенное содержание углерода приводит к слоистости структуры материала, что снижает его эксплуатационные свойства. В нашей работе, используя возможности мультифазового анализатора RC-412, показана также возможность разделения и количественное определения разных форм углерода в карбиде вольфрама, полученный с помощью плазмохимического синтеза методами фракционного анализа. 27 САМОРАСПРОСТРАНЯЮЩИЙСЯ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНЫЙ СИНТЕЗ УЛЬТРАДИСПЕРСНЫХ ПОРОШКОВ ТУГОПЛАВКИХ СОЕДИНЕНИЙ. И.П. БОРОВИНСКАЯ, В.И. ВЕРШИННИКОВ, Г.Г. ХУРТИНА, Т.И. ИГНАТЬЕВА Институт структурной макрокинетики и проблем материаловедения РАН, г. Черноголовка, Московская область Возрастающий интерес к материалам с тонкозернистой структурой требует поиска новых способов их получения и развития существующих. Экстремальные условия, характеризующие процесс самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС) химических соединений (температура синтеза – до 40000С, скорость подъема температуры 103-106 К/сек, скорость горения 0.1-10 см/сек, одновременное протекание химического превращения и структурообразования) влияют не только на химический и фазовый состав образующихся продуктов, но и на морфологию и размер частиц. Поэтому было изучено влияние условий СВС и способов последующей обработки продуктов на морфологию и размер частиц гексагонального нитрида бора и карбида вольфрама с целью получения ультрадисперсных порошков этих соединений. Установлена зависимость размера частиц порошка конечного продукта BN от следующих факторов: состава исходной шихты, скорости распространения волны горения, скорости остывания СВС – продукта, времени измельчения промежуточных продуктов синтеза. Исследовано изменение дисперсности СВС – продуктов в результате дополнительной химической термообработки (химического диспергирования). Изучено влияние на морфологию и размер частиц состава диспергирующих систем, температуры процесса, времени диспергирования. При этом контролировалось изменение химического и фазового состава порошков. В результате были получены порошки гексагонального нитрида бора с содержанием основного продукта не менее 99.5% (вес.), содержанием частиц размером 0.2-0.5 мкм до 90 % от общего числа и удельной поверхностью до 65 м2/г. Разработана технология получения в режиме СВС порошков карбида вольфрама из оксида вольфрама (У1) со стадией магнийтермического восстановления. Изучено влияние состава шихты и начального давления инертного газа на параметры горения, фазовый состав, морфологию и размер частиц порошка WC. Разработаны методики выделения из образующегося в процессе СВС полупродукта WC∙MgO целевого продукта WC путем химического диспергирования с комплексным использованием нескольких диспергирующих систем. В результате найдены условия синтеза однофазного продукта – монокарбида вольфрама с основным размером частиц 0.1- 0.2мкм. 28 ФАЗОВЫЕ И СТРУКТУРНЫЕ СОСТОЯНИЯ В НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ПОРОШКАХ ZrO2-Y2O3 и ZrO2-Y2O3-Al2O3, СИНТЕЗИРОВАННЫХ ПЛАЗМОХИМИЧЕСКИМ СПОСОБОМ С.Н.КУЛЬКОВ, П.В. КОРОЛЁВ Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, г. Томск В работе представлены результаты структурных исследований порошков ZrO2-3 моль.% Y2O3 и ZrO2(3 моль.% Y2O3)-20масс.% Al2O3, синтезированных термическим разложением водных растворов солей в плазме высокочастотного разряда. Установлено, что в исходном состоянии значительную долю частиц обоих порошков составляют полые частицы (сферы, оболочки и др.) и плёнки, обладающие тонкой внутренней структурой. При этом в частицах порошка ZrO2-Y2O3 формируется нанокристаллическая структура, а частицы порошка ZrO2-Y2O3-Al2O3 обладают квазиаморфной или нанокристаллической структурой. Фазовый состав порошка ZrO2-Y2O3 представлен высокотемпературной тетрагональной (Т) и низкотемпературной моноклинной (М) фазами, кристаллическая структура которых представляет собой твёрдый Y2O3 в ZrO2. Фазовый состав порошка ZrO2-Y2O3-Al2O3, также представлен Т-фазой диоксида циркония, при этом, линий принадлежащих моноклинной модификации ZrO2 и модификациям Al2O3 не наблюдается. Особенностью рентгенограммы порошка ZrO2-Y2O3-Al2O3 является наличие асимметрии у рентгеновских максимумов тетрагональной фазы со стороны больших углов. Установлено, что нанокристаллическая тетрагональная модификация, формирующаяся в обоих материалах, характеризуется параметрами решётки, отличающимися от крупнокристаллического состояния. Параметры Тфазы в тройной системе уменьшены по сравнению двойной системой, а уровень среднеквадратичных микроискажений (<2>1/2) её решётки, напротив, выше. Наблюдаемые в системе ZrO2-Y2O3-Al2O3 закономерности можно интерпретировать с точки зрения формирования неравновесных твёрдых растворов ZrO2(Y,Al) типа замещения. Ударное сжатие порошковой среды сопровождается разрушением полых нанокристаллических сфер и плёнок, присутствующих в обоих порошках, на более мелкие фрагменты. Монолитные частицы, присутствующие в обоих порошках, напротив, не разрушаются даже после нагружения при самых больших давлениях. Ударное сжатие порошка ZrO2-Y2O3 приводит к частичному превращению тетрагональной фазы диоксида циркония в моноклинную. Микроискажения решётки тетрагональной модификации, возникающие в процессе механического нагружения определяют формирование моноклинной модификации. Нагружение системы ZrO2-Y2O3-Al2O3 не приводит к формированию моноклинной модификации, но вызывает уменьшение количества квазиаморфной части материала. Согласно данным структурного анализа и просвечивающей электронной микроскопии нанокристаллическая структура исходных порошков сохраняется и после механохимического воздействия. Изучено изменение структуры и фазового состава порошков при нагреве. Показано, что моноклинная фаза, образовавшаяся при механохимическом воздействии, испытывает обратное превращение в тетрагональную модификацию. Нагрев компактов тройной системы сопровождается кристаллизацией квазиаморфной части материала и распадом неравновесных твёрдых растворов ZrO2(Y,Al) с формированием нанокомпозитной структуры, состоящей из зёрен тетрагонального диоксида циркония и -Al2O3. 29 КЕРАМИЧЕСКИЕ НАНОМАТЕРАЛЫ, ПОЛУЧЕННЫЕ РАЗМОЛОМ И КОНСОЛИДАЦИЕЙ В УСЛОВИЯХ ИНТЕНСИВНОГО ЭНЕРГЕТИЧЕСКОГО ВОЗДЕЙСТВИЯ А.Ф. ИЛЬЮЩЕНКО, В.В. САВИЧ, Л.П. ПИЛИНЕВИЧ, Г.А. ШЕКО, С.Г. БАРАЙ, А.А. ШЕВЧЕНОК Институт порошковой металлургии НАНБ, г. Минск В технологиях нанесения функциональных тонкопленочных покрытий, используемых в современном производстве, параметры процесса и показатели качества во многом определяются структурой и свойствами материалов распыляемых мишеней – размером зерна, наличием пор, других дефектов и загрязнений. В связи с требованиями повышенной чистоты, гомогенности, наличием в структуре ультрадисперсных и нанодисперсных фаз, добавок редкоземельных элементов, сверхчистых металлов и т.п., мишени являются относительно дорогостоящими расходными материалами, причем, по ряду технологических причин для проведения процесса используется не более 40-50% объема мишени. Целью данной работы является создание технологии диспергации очищенных остатков керамических мишеней до нанодисперсного состояния, смешивания вторичного порошка с синтезированным, прессования и спекания для получения мишеней, пригодных для получения качественных покрытий. Исследования проводили на композиционном материале состава In2O3-SnO2. Для получения дисперсного материала заданной чистоты предварительно была произведена очистка поверхности отработанных мишеней. Удаление загрязнений проводилось в 20%-ном растворе соляной кислоты при температуре 35-40С и последующей трехкратной промывкой в дистиллированной воде. Дезинтеграция очищенных мишеней проводилась в три этапа. Предварительное измельчение осуществляли в приспособлении на гидравлическом прессе до размера кусков 1-5 мм. Грубое измельчение проводилось на конусно-инерционной дробилке до размера 0,04-1,0 мм, окончательную диспергацию осуществляли на вихревой мельнице до размера частиц 0,1-0,6 мкм. При этом не менее 60% частиц имели размеры менее 0,3 мкм. Удельная поверхность порошка находится в пределах 1,567-1,600 м2/г. Анализ химического состава полученного продукта показал, что его чистота и соотношение оксидов индия и олова в процессе диспергации не ухудшаются по сравнению с исходной мишенью. Смешивание вторичного и синтезированного наноразмерного порошка идентичного химического состава и соотношения оксидов проводили в лабораторной шаровой мельнице, футерованной агатом и с использованием агатовых мелющих тел. Прессование образцов вели статическим прессованием (при давлении до 500 МПа) и динамическим прессованием бризантными взрывчатыми веществами на воздухе по плоской схеме нагружения (в интервале давлений 3-7 ГПа). Спекание полученных образцов вели в воздушной атмосфере в печи «Naber» в интервале температур 1500-1600 С в течение 1–5 ч. Плотность образцов контролировали гидростатическим взвешиванием. Уровень чистоты и состав полученных материалов контролировались микрорентгеноспектральным анализом на сканирующем электронном микроскопе «Nanolab-7» с анализатором AN10000. Оценка пористости и размера кристаллитов проводились на сканирующем микроскопе «CamScan» по фрактограммам изломов. Исследования показали, что образцы, полученные прессованием взрывом имели плотность 96,5-97% и размеры кристаллитов 1-3 мкм, в то время как образцы, полученные традиционной технологией, имели плотность 83-87% и размеры кристаллитов 5-10 мкм. У исходной мишени плотность составляла 93-95%. 30 ХАРАКТЕРИСТИКИ ЭЛЕКТРОВЗРЫВНЫХ ПОРОШКОВ Ю.Ф. ИВАНОВ, В.С. СЕДОЙ Институт сильноточной электроники СО РАН, г. Томск. Предлагаемая работа дает основные характеристики электровзрывного метода получения порошков. Рассмотрены начальные условия электрического взрыва и их влияние на свойства порошков. Уровень и однородность плотности введенной в металл энергии, плотность тока, плотность и химическая активность окружающей среды, начальный радиус проволочки являются основными факторами. Аттестация размеров и морфологии частиц проводилась с использованием просвечивающей электронной микроскопии, методом низкотемпературной десорбции газов определялась площадь удельной поверхности порошков. Исследовалось получение порошков на основе таких металлов как Al, W, Zr, Cu, Fe, Ag, Co, In, Pt, Ti. При получении порошков использовались различные газы (инертные, кислород и азот содержащие). Фазовый состав определялся химическими методами и методами электронной и рентгеновской дифракции. Исследования включали дифференциальную калориметрию и термогравиметрию при нагреве порошков в воздухе. Показано, что электровзрывной метод является экономичным и производительным методом, позволяет получать с контролируемым размером частиц порошки чистых металлов и некоторые соединения на их основе. Рассмотрены также недостатки, ограничивающие области возможных применений электровзрывных порошков. В целом метод позволяет получать ультрадисперсные порошки различных металлов и композиций на их основе с заданными характеристиками. 31 ПОЛУЧЕНИЕ ОПТИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ НА ОСНОВЕ НАНОПОРИСТЫХ КСЕРОГЕЛЕЙ Е.Н. ПОДДЕНЕЖНЫЙ, А.А. БОЙКО, А.А. АЛЕКСЕЕНКО Гомельский государственный технический университет им. П.О.Сухого Золь-гель технология открывает новые возможности синтеза стеклообразных оптических материалов с использованием жидкофазных химических методов, являющихся ресурсо- и энергосберегающими. Разработанный авторами модифицированный вариант зольгель процесса синтеза оптических материалов обладает широкими возможностями варьирования химического состава и структуры, а также техники введения активаторов в стекла и композиты. Физико-химические и структурные исследования кремнеземов при переходах золь гель стеклообразное твердое тело и предложенные на этой основе технологические схемы синтеза в значительной степени способствовали разрешению проблем, существующих в известных вариантах золь-гель процесса, а именно: исключение растрескивания гелеобразных структур в ходе созревания и термообработок, устранение нежелательных эффектов вспенивания и кристаллизации стекла, получение крупноразмерных заготовок различных форм, в том числе заготовок оптических деталей, стержней, трубок. Последовательность операций при синтезе оптических материалов состояла из следующих этапов: гидролиз ТЭОС в трехкомпонентной системе исходных соединений Si(OC2H5)4 – H2O – HCl, взятых в молярном соотношении 1:16:0,01; добавление аэросилов; тщательное диспергирование в ультразвуковой ванне; центробежная сепарация для отделения крупных примесей и агломератов; нейтрализация смеси до рН=5,5÷6,5 раствором аммиака; литье золя в пластиковые контейнеры; гелеобразование; сушка геля; спекание в муфельной печи и выдержка при температуре 1140-1200 С в течение 1,5÷2 часов. Ксерогели, полученные с использованием аэросила А-175 представляют собой мезопористые тела с глобулярной структурой, с удельной поверхностью 200-250м2/г и кажущейся плотностью 0,7-0,8г/м3. При нагревании их на воздухе приводит к формированию кварцеподобных стекол, содержащих значительное количество гидроксил-ионов. Для получения обезвоженного стекла проводили операцию фторирования в проточном кварцевом реакторе при температуре 10000С с использованием в качестве галоген-содержащего вещества смеси фреон(Ф113)/кислород. Экспериментальным путем были оптимизированы параметры процесса газофазного дегидроксилирования мезопористых ксерогелей, получены образцы кварцевого стекла, содержащие 1,0 - 3,5ppm ОН-, высокого оптического качества, причем, форма образцов в условиях оптимального дегидроксилирования не претерпевает существенных изменений и повторяет форму высушенных ксерогелей с условием равномерной 3-х мерной усадки, что важно при формировании “рациональных” оптических заготовок и деталей сложной конфигурации. Аналогичным образом был получен ряд стекол, легированных ионами переходных (Fe, Co, Ni, Cu) и редкоземельных элементов (Ce, Nd, Er, Sm и др.), а также оптических композитов, содержащих полупроводниковые наноразмерные частицы. Золь-гель материалы с нелинейными характеристиками, квантово-размерными эффектами и особыми спектрально-люминесцентными свойствами, являются перспективными для применения в оптоэлектронике и наноэлектронике, что открывает новые горизонты создания информационных, запоминающих и преобразующих систем с перестраиваемыми характеристиками в широком диапазоне частот. 32 УЛЬТРАДИСПЕРСНЫЕ КРЕМНЕЗЕМЫ В ТЕХНОЛОГИИ КВАРЦЕВОГО СТЕКЛА Е.Н. ПОДДЕНЕЖНЫЙ1, А.А. БОЙКО1, В.А. БОЙКО1, Н.В. БОРИСЕНКО2, В.М. БОГАТЫРЕВ2 Гомельский государственный технический университет им. П.О.Сухого Институт химии поверхности НАНУ 1 2 Разработаны новые варианты синтеза модифицированных ионами переходных металлов и редкоземельных элементов ультрадисперсных кремнеземов, являющихся исходными материалами для получения кварцевых гель-стекол и стеклокерамик (ситаллов). Цель нового подхода к созданию модифицированных материалов – управляемое введение ионов активаторов в кремнеземы на различных стадиях их переработки, создание возможности формирования в структуре упорядоченных по размеру кластеров или наночастиц заданного химического состава. В качестве модельной системы была выбрана система кремнезем – оксид хрома. Высокодисперсные хромсодержащие кремнеземы (ХК) синтезировали последовательной контролируемой адсорбцией паров оксохлорида хрома и гексана на поверхности пирогенных кремнеземов – аэросилов А-300 и А-175. Образующийся темно-коричневый комплекс Этара имеет состав 3CrO2Cl2·C6H14. Комплекс прочно сорбирован на поверхности и разлагается при нагревании на воздухе с образованием оксидных групп трехвалентного хрома. При исследовании ХК методом РФА нанесенная фаза идентифицирована как нанокластеры α-Cr2O3. В дифрактограммах наблюдается уширение линий фазы оксида хрома связанное с уменьшением размера кристаллитов. Средний размер кристаллитов рассчитывали по уширению самой интенсивной линии 2Θ=33,61 (λ=1.54178) от плоскости (104) по уравнению Шеррера. С увеличением концентрации хрома в образцах от 0,9 до 5,1 % размер хромоксидных нанокластеров увеличивается с 10 до 46 нм. В ИК-спектрах модифицированных кремнеземов наблюдаются полосы поглощения при 635 и 575 см-1, которые относятся к валентным колебаниям связи Cr-O. С использованием ХК получены высокооднородные стекла и ситаллы, содержащие наноразмерные частицы оксида хрома. Одним из вариантов получения ультрадисперсных порошков легированных ионами редкоземельных элементов является жидкофазный золь-гель синтез с использованием фторсодержащих растворов. Использование добавок фторида амония в золь-гель синтезе приводит к получению частично-обезвоженных, слабо-агрегированных порошков, состоящих из наночастиц сферической формы с узким распределением по размеру. Изучено влияние ионов Er3+ и F- на условия формирования коллоидов субмикронных порошков сложного состава. Показано, что щелочная среда, создаваемая гидролизом ГМТА и, частично гидролизом NH4F, не приводит к выпадению гидроокиси эрбия в виде осадка, а в результате реакции гидролиза и поликонденсации ТЭОС в щелочной среде, образуются сферические частицы диоксида кремния, легированные совместно ионами Er3+ и F-. Наличие ионов фтора в растворе и в составе ксерогеля приводит к замещению гидроксил-ионов на фтор и частичному обезвоживанию (дегидроксилированию) получаемых порошков. Методами РЭМ подтверждено формирование в системе Si(OC2H5)4 – (CH2)6N4 – NH4F – H2O – iPr при больших разбавлениях сферических, слабоагломерированных частиц плотного строения. С использованием синтезированных субмикронных порошков сложного состава получено прозрачное кварцевое стекло, активированное ионами эрбия. 33 УЛЬТРАДИСПЕРСНОЕ ФАЗОВОЕ РАССЛОЕНИЕ В ОКСИДАХ С КОЛОССАЛЬНЫМ МАГНИТОРЕЗИСТИВНЫМ ЭФФЕКТОМ И.О. ТРОЯНЧУК1, Г. ШИМЧАК2 Институт физики твердого тела и полупроводников НАНБ, г. Минск Институт физики ПАН, г. Варшава, Польша 1 2 Манганиты типа La1-xCaxMnO3 со структурой перовскита находятся в центре внимания многих исследователей вследствие резко выраженной связи между магнитными и электрическими свойствами. Большой магниторезистивный эффект при комнатной температуре, обнаруженный в этих соединениях, перспективен для различных технологических применений. На основе исследований методами электронной микроскопии высокого разрешения, нейтронографических и спектроскопических исследований установлено, что манганиты являются неоднородными материалами, особенно вблизи магнитных фазовых превращений. Природа фазового расслоения в манганитах является предметом широкой дискуссии. В настоящей работе мы проводим анализ причин фазового расслоения и его роли в формировании эффекта колоссального магнитосопротивления. 1. Наиболее интересен эффект фазового расслоения на металлические и диэлектрические домены размером несколько нанометров при переходе из ферромагнитного в парамагнитное состояние. По-видимому, именно это расслоение играет ключевую роль для формирования магниторезистивных свойств. Возможно, это фазовое расслоение обусловлено автолокализацией носителей заряда. 2. Второй тип фазового расслоения, скорее всего, связан с образованием доменов, имеющих разное орбитальное или зарядовое упорядочение. Характерные размеры доменов в зависимости от состава могут меняться в широком диапазоне от 1 нм до 1 мкм. Это фазовое расслоение соответствует переходу антиферромагнетик – ферромагнетик в дырочно легированных составах. 3. Третий тип фазового расслоения на наноразмерные домены ферромагнитной и антиферромагнитной фаз наблюдался в электронно допированных манганитах. Это фазовое расслоение не соответствует изменению кристаллической структуры. Весьма вероятно, что причиной образования этого состояния является перераспределение электронов между металлической ферромагнитной и диэлектрической антиферромагнитной фазами (электронное фазовое расслоение). 34 ПЛАЗМОХИМИЧЕСКИЙ СИНТЕЗ НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ПОРОШКОВ Ю.В. БЛАГОВЕЩЕНСКИЙ Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН, г. Москва Основные перспективы в создании новых материалов, по мнению большинства исследователей, связаны с достижением или созданием в них нано- или микрокристаллической структуры. Одним из наиболее эффективных способов создания наноматериалов является использование ультрадисперсных, или наноразмерных порошков . Работы в области получения ультрадисперсных порошков (УДП) сейчас развиваются широким фронтом, сейчас известно более десятка различных оригинальных способов, не считая различных вариантов каждого из них. Одним из наиболее эффективных, высокопроизводительных и «продвинутых» методов является плазмохимический. Отличительной чертой плазмохимического метода является возможность перевода сырья в газообразное состояние и протекание за счет этого химических реакций за времена порядка 10-1 - 10-3 сек. С очень большой скоростью в этих процессах происходит охлаждение образовавшихся зародышей и поэтому не происходит существенного их роста. Все физические и химические превращения в плазмохимических процессах протекают в потоке нагретого до высокой температуры газа. По способам нагрева газа различаются дуговые, высокочастотные индукционные и емкостные, сверхвысокочастотные плазмотроны. Каждый тип плазмотронов имеет свои достоинства и недостатки. Под соответствующий тип плазмотронов выбирается аппаратурная схема процесса. Для схемы плазмохимического синтеза – вдув струй сырья в плазменный поток можно выделить основные стадии процесса: смешение струй сырья с плазменным потоком; испарение сырья в плазменном потоке; химическое реагирование в газовой фазе; объемное образование конденсированной фазы и рост частиц; релаксационные процессы и фазовые превращения в конденсированныхчастицах; хемосорбционные процессы на поверхности сформировавшихся частиц газовой фазы. Представленное «выделение» стадий является в известной мере условным, т.к. упомянутые физико-химические процессы происходят со значительным перекрытием во времени. Оценка времени протекания каждой выделенной стадии показывает, что лимитирующей будет являться испарение сырья в плазменном потоке. Время испарения сопоставимо со временем нахождения обрабатываемого материала в высокотемпературной зоне - 10-1-10-2 сек. Поэтому организация процесса должна быть осуществлена таким образом, чтобы не допустить непереработки сырья. Из результатов термодинамических расчетов следует, что металлическая фаза как конечный продукт восстановительной реакции является в условиях высоких температур термодинамически стабильной. Этот вывод позволяет представить 35 процесс формирования частиц как металлов, так и тугоплавких соединений проходящим через стадию образования кластеров металлов. Образование и рост кластеров может осуществляться по разным механизмам (ассоциация одноатомного пара, присоединение атомов к кластерам и ассоциациям кластеров). В процессах синтеза тугоплавких соединений внесение неметалла (С, N) в растущие частицы происходит по нескольким механизмам. Сделать какие-либо количественные оценки формирования ультрадисперсных частиц металлов и соединений по предложенной химической схеме процесса, а также предсказать влияние на химический, фазовый и дисперсный состав продуктов таких основных управляющих факторов, как температура, соотношение реагентов, времена нахождения в высокотемпературной зоне – достаточно сложно в связи с малой изученностью как в теоретическом, так и в экспериментальном аспектах процессов протекающих в условиях «термической» плазмы. Поэтому наиболее информативным является экспериментальное исследование влияния различных параметров процесса на свойства ультрадисперсных порошков. Термодинамический анализ показывает, что для полного протекания процесса восстановления требуется поддержание в системе достаточно большого избытка восстановителя. При использовании как оксидного, так и хлоридного сырья для достаточно полного, по крайней мере 95%-ного восстановления требуется обычно не менее чем 10-кратный избыток восстановителя. В реальном плазмохимическом процессе, например, при восстановлении оксидов вольфрама или молибдена, или пентахлоридов ниобия или тантала обеспечивается 15-35-кратный избыток водорода по сравнению со стехиометрией. Восстановление в таком случае является практически полным и содержание кислорода в порошках определяется чистотой плазмообразующих газов и способом выгрузки из установкии может составлять менее 0,5% по массе. Изменение температуры процесса сказывается на степени восстановления продуктов. Для восстановления низших соединений оксидов и, особенно, хлоридов температура процесса должна, чаще всего превышать 2000К. С учетом затрат на нагрев, испарение сырья, потери на стенках среднемассовая температура струи на выходе из плазмотрона должна быть примерно на 1000о выше. Одновременно, повышение температуры приводит к созданию условий для роста частиц и поэтому, чем выше температура процесса, тем более крупный размер частиц (при прочих равных условиях) будет получен. Было показано, что изменение температуры процесса в пределах определяемых возможностями установки позволяет изменять средний размер частиц примерно в 3-4 раза. Другим эффективным методом регулирования размера частиц является изменение расхода сырья. При 10-кратном изменении расхода удельная поверхность порошков может изменяться в от 3 до 10 раз. Сочетание этих двух управляющих параметров позволяет изменять размер частиц в плазмохимическом процессе в 10-15 раз. Диапазон средних размеров частиц для тугоплавких металлов и соединений, получаемых непосредственно в плазмохимическом процесс составляет от примерно 0,1 мкм до 0, 006 мкм и менее. Многие тугоплавкие соединения имеют широкие области гомогенности, в двойных системах присутствует несколько фаз и получение конкретной фазы определяется рядом условий. Во-первых, требуется выполнение соотношения Ме:С(N), которое связано с условиями пиролиза углеводородов (и разложения азотсодержащих соединений). Эти условия могут изменяться в зависимости от 36 состава плазмообразующего газа. Кроме того, для получения высокостехиометричеких соединений требуется повышение температуры процесса. В настоящее время разработан ряд плазмохимических процессов для получения широкого спектра ультрадисперсных порошков металлов, нитридов, карбидов, сложных композиций из оксидов, галогенидов, металлов и др. Можно перечислить некоторые – W, Mo, Ta, Nb, NbC, TaC, TiC, ZrC, HfC, NbN, TiN, HfN, AlN, Si3N4 и др. Ряд соединений в силу высокой термодинамической устойчивости исходного сырья или особенностей фазовой диаграммы не может быть получен в плазмохимическом процессе в виде ультрадисперсного порошка в индивидуальной фазе. В этом случае проводится предварительная плазмохимическая восстановительная обработка материала, при которой происходит полное испарение исходного сырья, частичное восстановление, гомогенное перемешивание с образующимся при пиролизе углеродом, образование промежуточных фаз, в результате которой получается шихта определенного состава. Такая шихта подвергается карботермическому восстановлению при температурах близких к минимально термодинамически возможным для синтеза целевого продукта, которым может являться металл (элемент) или карбид. Размер частиц порошка может составлять десятые и сотые доли мкм. Содержание остаточных примесей в них может быть менее 0,1 % по массе. Подобным образом получены карбиды вольфрама, бора, хрома, кремния, порошки тантала, ниобия, кремния. После длительного периода лабораторных исследований было создано укрупненно-лабораторное плазменное оборудование, опытно-промышленные и промышленные установки по производству наноразмерных порошков электрической мощностью 100-300 квт и производительностью 5-80 кг/час. Как известно, нанопорошки обладают рядом особенностей, отличающих их от порошков микронной крупности. Плазмохимический метод вносит еще ряд отличий. Из-за высоких скоростей закалки, характерных для плазмохимического метода и образующейся в связи с этим дефектности структуры для порошков характерна высокая адсорбционная способность газов из атмосферы. Длительное хранение таких порошков на воздухе приводит к образованию оксида на поверхности частиц порошков, часто рентгеноаморфного или или фазы не характерной для традиционных способов получения. Определение содержания кислорода и формы его нахождения в УДП в настоящее время возможно методом фракционного газового анализа. Он позволяет определить, находится ли кислород на поверхности частицы в адсорбированном виде, в виде оксидной фазы или растворен в решетке. На УДП вольфрама, полученных плазмохимическим восстановлением трехокиси содержание кислорода достигало 7%, в то время как РФА давал содержание оксидных фаз около 1%. ФГА показывал, что выделение этого кислорода происходит при низких температурах и свидетельствует о нахождении его в поверхностном слое, т.е. тоже о вторичном его происхождении. На УДП молибдена подобная картина наблюдалась даже на 11 и 17% масс. кислорода. ФГА УДП карбида тантала после длительного хранения указывает на присутствие кислорода в разных формах – адсорбированном, решеточном и отдельной фазы. Свежеприготовленные порошки имеют насыпную массу от менее 0,1 до 0,5 г/см3. Их прессуемость существенно ниже, чем у стандартных порошков. Минимальная плотность прессовок у УДП после плазмохимического процесса. Она растет с ростом температуры отжига. 37 Из таких порошков, металлических и керамических может быть получена гамма пористых материалов с пористостью от 0,7 до минимальной и узким диапазоном пор с размером от 0,03-0,05мкм и выше вплоть до микронного. Эти материалы могут быть использованы для создания разнообразных фильтров для микробиологической, пищевой, химической промышленности, тепловых насосах, и даже создания высокоемких конденсаторов. Создание наноструктурных материалов на основе УДП – это одно из приоритетных направлений их использования. Разработанный двухстадийный процесс получения нанопорошков карбида вольфрама с размером частиц от менее, чем 0,01 мкм позволил совместно с рядом отраслевых организаций начать решение весьма сложной задачи – получения наноструктурного твердого сплава, т.е. материала характерным размером зерна карбида в нем около 0, 1 мкм и менее. На этом пути есть большие сложности, но в настоящее время уже получены материалы с размером зерна карбида 0,1-0,3 мкм и с значительно более высокими физико-механическими свойствами. Так, твердость по Виккерсу у составов ВК-6 и ВК-8 превышает 2200 кгс/мм2, предел прочности при изгибе – на 25%, а растяжении – на 35%. Разработка процессов получения УДП карбида бора и диборида титана может позволить на насколько сот градусов понизить температуру их спекания и повысить прочностные свойства керамик из них. Таким образом, УДП могут быть использованы в самых разнообразных областях народного хозяйства. 38 ОЦЕНКА ОСЛАБЛЕНИЯ ИОНИЗИРУЮЩИХ ИЗЛУЧЕНИЙ НАНОСТРУКТУРНЫМИ МАТЕРИАЛАМИ В.А. АРТЕМЬЕВ1, В.П. АЛЁХИН2 1 2 ГНУ НИИ технологии материалов, г. Москва Московский государственный индустриальный университет Сопоставимость характерных размеров а структурных единиц наноструктурного материала (НСМ) и длины волны излучения обуславливает дополнительное эффективное когерентное рассеяние излучения в НСМ по сравнению с обычными сплошным или мелкодисперсным материалами. Это дополнительное рассеяние на структурных единицах и внутренних границах НСМ приводит к увеличению длины пути излучения в материале и, как следствие, к дополнительному поглощению излучения в НСМ по сравнению с обычными материалами. Введем коэффициент , который показывает, во сколько раз увеличивается относительное ослабление широкого пучка квантов после прохождения длины х в НСМ по сравнению с обычным материалом одинаковой массовой толщины. Для тонких образцов 1=1+0,5s2фx2, 2=1+0,5s2фx2½, где 1 относится к НСМ в виде композиции ультрадисперсного порошка, размещенного в связующем; 2 – НСМ в виде композиции из ориентированных нитевидных кристаллов в связующем; ф – коэффициент поглощения квантов; s2 и s2 - средние квадраты угла рассеяния квантов на единице длины. Получены оценки при характерных значениях 0,1 нм и а10 нм для нескольких образцов НСМ 1,2-1,5. Для нейтронов низких энергий длина ослабления в НСМ уменьшается на величину 20-40% и более по сравнению с обычными материалами. Относительное увеличение ослабления ионизирующего излучения наноструктурным материалом по сравнению с материалом обычной структуры зависит от энергии и вида излучения, от характерных размеров структурных единиц НСМ. 39 ПРИМЕНЕНИЕ ИМПУЛЬСНЫХ МЕТОДОВ НАГРУЖЕНИЯ В ТЕХНОЛОГИИ ОБРАБОТКИ УЛЬТРАДИСПЕРСНЫХ ПОРОШКОВ С.М. УШЕРЕНКО, В.Т. ШМУРАДКО., В.И. ОВЧИННИКОВ НИИ импульсных процессов, г. Минск В НИИ импульсных процессов с опытным производством продолжаются исследование в области создания и повышения эксплуатационных свойств различных материалов, в том числе технической керамики из нанокристаллических и ультрадисперсных порошков с применением технологии динамического нагружения. Одним из подходов создания и повышения эффективности использозания керамических материалов на базе ультрадисперсных композиций является; установление взаимозависимых связей внутри системы «конструкция-условия эксплуатации -материал», а с позиций технологии в условном треугольнике- «состав структура - свойство» [1]. В том случае, когда химический состав материала задан, на первый план выходят три основных требования: высокая энергонасыщенность порошка, проявляющаяся в его активной спекаемости; стабильные прессуемость и формуемость с получением прогнозируемой плотности; правильный подход в установлении режимов спекания при котором формируется микроструктура, обеспечивающая высокие физико-технические свойства материалов. При формировании дисперсных поликристаллических микро- и наноструктур в материале особого внимания заслуживают технологии синтеза ультрадисперсных порошков с применением методов химического осаждения, размола и диспергирования порошка в размольных аппаратах различных типов с последующим получением коллоидных энергонасыщенных частиц. В настоящей работе, для практического прессования экспериментальных заготовок использовали порошки Рижского института неорганической химии, полученные плазмохимическим синтезом (ПХС) [2]с размером частиц 500- 2000 нм и для сравнения порошки печного синтеза (ПС ) Донецкого завода химреактивов с размером частиц до 130 мкм. Были проведены исследования влияния ударноволновой обработки на тонкую структуру и спекаемость нано- и микрокристаллических порошков нитрида алюминия. Обработка ударными волнами проводилась по осесиметричной схеме в ампулах сохранения при различных углах нагружения. Для получения различных параметров сжимаемости среды и получения различных условий остаточных температур, импульсной обработке подвергались: порошок в свободнонасыпаном состоянии и пастообразная смесь порошка и ацетона. Исследование микроструктуры порошков проводили в сканирующем электронном микроскопе "Nanolab-7" и просвечивающем электронном микроскопе ЭМ-125. Ультрадисперсные частицы порошка нитрида алюминия имеют форму правильных геометрических фигур и бездефектную микроструктуру. Порошки печного синтеза представляют собой конгломераты и содержат примеси оксидов. Плотность образцов из порошков ПХС обработанных взрывом составляла -95-98% от теоретической, образцов из Донецкого порошка -73-75% при одинаковых условиях прессования. Исследование тонкой структуры обработанных энергией взрыва порошков, а также изучение их спекаемости показали, что процесс ударно-волновой активации носит локальный характер. Взаимодействие ударной ВОЛНЫ малой интенсивности со свободно 40 насыпаным порошком вызывает пластическую деформацию контактирующих участков частиц, причем может происходить их расплавление с быстрым охлаждением, вызывающим аморфизацию и образование конгломератов. Однако объемы таких участков, в которых наблюдаются эти процессы незначительны по сравнению с объемом всей частицы. Здесь значительную роль начинают играть значения остаточных температур в o6pa6отаном материале, которые могут вызвать процессы рекристаллизации и даже отжиг образовавшихся дефектов, наличие дефектов кристаллической структуры играет важную роль для процессов прессования и особенно спекания. Проведенные исследования микроструктуры спеченного нитрида алюминия свидетельствуют о полиморфных превращениях в структуре композитов. На межзеренных границах A1N электронографическим анализом определена фаза А1з0з. Проведенные исследования показали, что взрывным прессованием можно получать высокоплотные заготовки изделий из ультрадисперсных нитридных порошков и том числе и нитрида алюминия. Была разработана технология получения деталей на основе ультрадисперсного порошка нитрида алюминия, которая заключается в прессовании порошка взрывом с получением плотных заготовок высотой 60-80 мм, диаметром 30 мм и спеканием при температура до 1800 ° С. Спеченные из спрессованных взрывом ультрадисперсных порошков нитрида алюминия пластины имели следующие свойства:: удельное электросопротивление – 7*1018 мкОм см. теплопроводность ~200 Вт/(м-К), измерения проводились при 20°С. По своим свойствам полученный материал может применяться в электронной промышленности при изготовлении подложек интегральных схем. Литература. 1. Free-cutt ig aluminium nitride system ceramics//New.Mater.Dev. Jap.—Токуо. 1987. 2. Грабис J П., Хейдеманс Г.М., Рашманс Д.М., Миллер Т.Н. Синтез нитрида алюминия в высокотемпературном потоке азота// Высокотемпературный синтез и свойства тугоплавких соединений. — Рига, 1979. 41 ОЦЕНКА ИЗМЕНЕНИЯ КРИТИЧЕСКИХ ПАРАМЕТРОВ РАЗМНОЖАЮЩЕЙ СРЕДЫ С УЛЬТРАДИСПЕРСНЫМ ЗАМЕДЛИТЕЛЕМ В.А. АРТЕМЬЕВ ГНУ НИИ технологии материалов, Московская область Использование материала замедлителя нейтронов в виде ультрадисперсного (УД) порошка в активной зоне реактора на тепловых нейтронах обеспечивает дополнительное эффективное когерентное рассеяние нейтронов низких энергий УДчастицами, обусловленное сопоставимостью размеров а частиц УД-порошка и длины волны тепловых нейтронов, приводит к уменьшению коэффициента диффузии нейтронов D, критических размера R и массы М делящегося вещества по сравнению с критическими параметрами реактора из обычных сплошного или мелкодисперсного материалов. В диффузионном приближении оценены и проведено сравнение критических размеров и масс для четырех типов реакторов, имеющих одинаковый коэффициент разбавления (на одно ядро однородно диспергированного урана-235 приходится одинаковое количество ядер углерода), активная зона которых имеет замедлитель с различной структурой материала: УД-порошок графита, сплошной графит, мелкодисперсный порошок графита, УД-порошок алмаза. Величины R и М существенным образом зависят от температуры реактора Т и размера а частиц порошка. При низких температурах критические размер и масса урана-235 активной зоны с замедлителем из УДпорошка в 10102 раз меньше по сравнению с критическими параметрами реактора, активная зона которого имеет замедлитель из обычного (сплошного, мелкодисперсного) материала. Реактор с активной зоной из УД-порошка характеризуется большим отрицательным температурным коэффициентом реактивности, обусловленным уменьшением рассеяния нейтронов на УД-частицах замедлителя (Т). 42 СТРОЕНИЕ И БИОЛОГИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА УЛЬТРАДИСПЕРСНОГО ПОРОШКА ЖЕЛЕЗА А.А. АРСЕНТЬЕВ1, И.И. БАРАНОВА1, Э.Л. ДЗИДЗИГУРИ2, Н.Д. ЗАХАРОВ3, Г.В. ПАВЛОВ4, Б.К. УШАКОВ1, Г.Э. ФОЛМАНИС5 Московский государственный вечерний металлургический институт Московский государственный институт стали и сплавов 3 Институт кристаллографии РАН, г. Москва 4 Московская государственная академия ветеринарной медицины и биотехнологии им. К.И. Сеченова 5 Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН, г. Москва 1 2 В настоящей работе была проведена аттестация наночастиц (НЧ) ультрадисперсного порошка (УДП) железа, полученного химико-металлургическим методом, который используется в качестве биологически активного препарата. С помощью ПЭМ установлено, что НЧ железа обладают кристаллографической огранкой и усечены по оси Z. Средний размер НЧ составлял <D>ПЭМ = 82,57 нм, а по измерению удельной поверхности Sуд = 28,46 м2/г – <D>БЭТ = 28,62 нм. Рентгеноструктурный анализ выявил наличие оксидной FeO фазы и -Fe, а значение параметра решетки aУДП = 0,28740 нм оказалось выше, чем для компактного железа. Объяснить вышеуказанные аномалии позволило проведение электронной микроскопии высокого разрешения. Так было показано, что НЧ железа обладают монокристаллической структурой и имеют сложный фазовый состав: -Fe, FeO, Fe3O4, Fe2O3. Металлическое ядро, состоящее из -Fe покрыто сплошной оксидной пленкой из FeO, Fe2O3 и Fe3O4, толщина которой составляет 5 нм, вне зависимости от размера НЧ. Дополнительное окисление готовых НЧ железа после их получения, которое является непременным условием их биологического действия, проявилось в образовании на поверхности всех трех оксидных фаз не только в виде нанослоев, но и в виде НЧ и наноламелей. Мы полагаем, что оксидные образования являются как бы «капсулой», в которую заключено -Fe ядро, что предотвращает быстрое его растворение в организме животных или в растениях и обеспечивает пролонгированное действие УДП железа. 43 ТРИБОТЕХНИЧЕСКИЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ СМАЗОЧНЫХ МАТЕРИАЛОВ, МОДИФИЦИРОВАННЫХ НАНОДИСПЕРСНЫМИ НАПОЛНИТЕЛЯМИ. М. ЛЮТЫ, Г.А. КОСТЮКОВИЧ, В.И. КРАВЧЕНКО, В.А. СТРУК, Е.В. ОВЧИННИКОВ Гродненский государственный университет Исследованы реологические и триботехнические смазочных материалов на нефтяной основе, модифицированных наполнителями с размерами единичных частиц 3-8нм. В качестве наполнителей использовали углерод детонационного синтеза, представляющий собой смесь сажеподобной, графитоподобной, алмазоподобной и фуллереноподобной модификаций. В некоторых экспериментах применяли частицы металлов, полученные термолизом металлосодержащих соединений в водородной среде. Для модифицирования наночастиц с целью обеспечения их седиментационной стабильности исследовали фторсодержащие олигомеры общей формулой Rf-R1, где Rf-фторсодержащий радикал с массой 500-2000 ед., R1-функциональная группа OH, COOH, (COO)2Me, NH2. Исследования реологических характеристик модифицированных масел проводимых на вискозиметре Убеллоде свидетельствуют о стабилизации показателей кинематической вязкости при повышенных температурах в диапазоне от 10-120оС. Вероятностным механизмом загущающего действия наномодификаторов является образование адсорбционных связей с фрагментами молекул смазки вследствие поляризации под действием силового поля нескомпенсированного заряда. Эффект загущения проявляется при сравнительно небольших концентрациях нанонаполнителя равных 0.001-0.05 мас%. Модифицированные нанонаполнители масла обладают более высокими триботехническими характеристиками в парах трения металл-металл и металлполимер. Так наблюдается существенное (в 1.3-2.0 раза) повышение износостойкости и нагрузки задира пар трения в диапазоне нагрузок 1-10 МПа и скоростей скольжения 0.1-1м/с . Вероятной причиной повышения триботехнических характеристик является формирование устойчивых разделительных слоев на пятнах фактического контакта вследствие адсорбционного взаимодействия частиц нанонаполнителя и молекул смазки с образованием ионных кластеров. Подтверждением этому предположению является наличие у частиц наномодификаторов собственного нескомпенсированного заряда и увеличение вязкости смазки при наложении внешнего электрического поля. Кроме того, хемосорбционное взаимодействие фторсодержащих олигомеров с поверхностными слоями металлической поверхности приводит к формированию слоя с высокой нагрузочной способностью и термостойкостью, который способствует удержанию смазки и препятствует взаимодействию микрошероховатостей с образованием участков микросхватывания. 44 МЕХАНИЗМ ИЗНАШИВАНИЯ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ С НАНОДИСПЕРСНЫМИ НАПОЛНИТЕЛЯМИ В.А. СТРУК, Е.В. ОВЧИННИКОВ, В.В. КЛЕЦКО, Ю.А. КОЛУПАЕВ Гродненский государственный университет Исследована структура и триботехнические свойства композиционных материалов на основе термопластичных матриц, модифицированных допинговыми добавками (0,001-0,1 мас %) нанонаполнителей с дисперсностью единичных частиц 38 нм и устойчивых агрегатов 10-20 нм. В качестве наполнителей использовали углерод детонатационного синтеза, представляющий собой смесь сажеподобной, графитоподобной, алмазоподобной и фуллеренаподобной модификаций, который вводили в состав композита механическим перемешиванием. Кроме того, использовали частицы металлов и оксидов, полученные термолизом металлосодержащих соединений в расплаве полимера. Современными методами установлено комплексное влияние допинговых добавок нанонаполнителей на структуру полимерных матриц. Анализ функции радиального распределения атомной плотности (ФРРАП) свидетельствует об упорядочении аморфной составляющей полимерных матриц, что проявляется в изменении площади функции и размера упорядочения R. Методом ренгеноструктурного анализа установлено увеличение степени кристалличности аморфнокристаллических связующих - полиамида 6, 11, полиолефинов ПЭНД, ПЭВД и ПП. Наблюдается аномальное изменение реологических характеристик в области концентрации модификатора 0,0010,1 мас %. Это обусловлено формированием упорядоченных областей в композиционном материале вследствие ориентирующего действия силового поля нескомпенсированного заряда наночастиц модификатора и, кроме того, в результате адсорбционного взаимодействия активных центров наночастиц и полимерных макромолекул образуется пространственная сетка физических узлов. Об этом свидетельствует уменьшение времени корреляции стабильного аминоксильного радикала введенного в матрицу композиционного материала. Малонаполненные термопласты обладают существенно более высокой изнашиваемостью в сочетании с низким коэффициентом трения по сравнению с базовыми материалами. Эффект обусловлен повышением устойчивости модифицированной матрицы к многократному передеформированию, стойкости ее к трибохимическим превращениям и уменьшением адгезионной составляющей силы трения. Малонаполненные триботехнические композиты могут быть использованы для изготовления подшипников и покрытий узлов трения. 45 КОМПОЗИЦИОННЫЕ СТМ С НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИМИ КОМПОНЕНТАМИ И.М. СТАРЧЕНКО Институт физики твердого тела и полупроводников НАНБ, г. Минск Синтетические сверхтвердые материалы (СТМ) (алмаз, кубический нитрид бора (КНБ) и композиционные материалы на их основе) получают следующими основными методами: 1..Методами термобарической обработки графита или гексагонального нитрида бора (ГНБ) с катализаторами в условиях термодинамической стабильности алмаза или КНБ; 2.Методами взрывного синтеза получают ультрадисперсные порошки сверхтвердых материалов, например порошки ультрадисперсного алмаза (УДА) с очень малыми размерами частиц (2-40нм) и большой удельной поверхностью (порядка 300 м2/г); 3.Методами химического парового осаждения (CVD) получают пленки сверхтвердых материалов. Основными процессами, определяющими синтез СТМ, являются процессы образования критического зародыша роста и рост кристаллов. В работе предлагается использовать для синтеза СТМ готовые зародыши из материалов, имеющих подобное СТМ кристаллическое строение (УДА, ультрадисперсные кремний, германий и т.д.) с критически малыми размерами. Например, частицы УДА имеют размеры, сравнимые с размерами критического зародыша, а большая удельная поверхность способствует активному взаимодействию частиц. Проведенные эксперименты показали, что при этом одновременно с синтезом составляю- щих компонентов СТМ происходит процесс спекания материала. Связующим в композицион- ном материале, служат остатки исходных компонентов (графит и ГНБ).Существенно снижается температура синтеза СТМ составляющих (на 800-10000С). В общем случае наблюдается такая тенденция: температура (T) в большой степени влияет на степень превращения, а время (t)- на размеры синтезируемых кристаллов СТМ (Рис 1). Система УДА- графит- алмаз- ГНБ –КНБ 10 % УДА 50 % УДА 10 % СТМ 50 % СТМ 90 % СТМ 10 % СТМ 50 % СТМ 90 % СТМ Рис.1.Композиционные СТМ, при различном содержании УДА, СТМ (алмаз и КНБ) и связующего (графит и ГНБ). Работа выполнена при поддержке Государственной Научно- Технической Программы «Алмазы» Беларуси. 46 НАНОСТРУКТУРИРОВАННЫЕ МАТЕРИАЛЫ ТИПА МЕТАЛЛДИЭЛЕКТРИК И ПОЛУПРОВОДНИК-ДИЭЛЕКТРИК, ФОМИРУЕМЫЕ ЗОЛЬ-ГЕЛЬ МЕТОДОМ, И ИХ ОПТИЧЕСКИЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ А.А. АЛЕКСЕЕНКО1, В.С. ГУРИН2, К.В. ЮМАШЕВ3, П.В. ПРОКОШИН3, Л.В. СУДНИК4 Гомельский государственный технический университет НИИ физико-химических проблем, БГУ, г. Минск 3 Международный лазерный центр, БГТУ, г. Минск 4 НИИ порошковой металлургии, г. Минск 1 2 В последнее время значительный интерес вызывают композиционные оптические материалы, состоящие из диэлектрической матрицы и наноразмерных частиц различного химического состава. Необычные характеристики материалов подобного рода обусловлены как свойствами основной матрицы, так и наночастицами, инкорпорированными в ней, а также особенностями их состояния в такой среде. Наночастицы вносят значительные изменения в электрические и оптические свойства материалов. Нами изучалась возможность получения наночастиц соединений меди в матрице кварцевого стекла, синтезированного золь-гель методом, включающем каталитический гидролиз тетраэтоксисилана. Получаемая при этом SiO2-матрица (ксерогель, рис. 1) благодаря системе открытых пор позволяет проводить различные химические превращения с легирующими добавками, формируя как аморфные, так и наноразмерные кристаллические соединения, стабилизированные при финишной термообработке матриц, превращающей ее из ксерогеля в стекло. При этом имеет место образование изолированных ионов меди Cu+, встроенных в силикатную золь-гель матрицу, и окисленных форм CuxO на поверхности кремний-кислородного каркаса. При сравнительно низкой концентрации легирующих добавок (от 0,1 мас.%), синтезированные материалы представляли собой оптически однородные стекла, спектроскопические свойства которых определяются природой легирующих добавок. Было получено три типа стекол [1]. Первый – силикатные золь-гель стекла, легированные наночастицами оксида меди. Формирование таких стекол проводилось путем спекания ксерогелей, допированных Cu2+, на воздухе (Тmax ~ 12000С) до состояния монолитного стекла. Оптические спектры поглощения (рис. 2) и люминесценции и данные просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) указывают на формирование частиц состава Cu2O [2]. Рис. 1 Микрофотографии поверхности ксерогеля (слева) и монолитной стеклянной матрицы, содержащей наночастицы указанных соединений меди Второй тип – стекла, легированные коллоидными частицами металлической меди. В этом случае происходило одновременное восстановление меди до коллоидных наночастиц размером 5-20 нм в системе открытых пор SiO2-каркаса ксерогеля и формирование структуры SiO2-матрицы. 47 Рис. 2. Спектры поглощения кварцевых золь-гель стекол, легированных частицами указанных соединений меди (а) и спектры возбуждения и эмиссии фотолюминесценции стекол, легированных наночастицами Cu2O (б) Заданный температурный режим обеспечивал полную трансформацию меди в состояние коллоидных металлических частиц, что подтверждается приводимыми спектрами оптического поглощения (рис. 2a). Для таких стекол имеется характерный максимум поглощения ~600 нм, перемещающийся в область больших длин волн при увеличении концентрации частиц (>1014 см3 ). Этот максимум поглощения - пик плазмонного резонанса наночастиц меди, который представляет интерес для реализации нелинейно-оптического отклика в фемтосекундном диапазоне [3]. Третий тип – стекла, легированные наночастицами селенида меди, которые обладают перспективными нелинейно-оптическими свойствами в ближней ИК-области [4]. В этом случае ксерогели, легированные Cu2+, отжигали в восстановительной атмосфере водорода до образования коллоидных частиц металлической меди и финишное спекание (Тmax ~ 12000С) проводилось в замкнутом объеме, содержащем пары селена, что приводило к формированию монолитного золь-гель стекла с наночастицами состава Cu2Se. Оптические спектры поглощения таких стекол (рис. 2a) имеют выраженный максимум поглощения в области 1,0-1,2 мкм, связанный с реализацией внутризонных переходов при участии уровней, образованных за счет поверхностного слоя наночастиц [5]. Таким образом, золь-гель методом нами был получен комплекс оптических нанокомпозиционных материалов, состоящих из SiO2-матрицы и наноразмерных частиц соединений меди, при этом свойства материалов определяются как размерными факторами, так и особенностями химического состояния наночастиц. ЛИТЕРАТУРА 1. V.S. Gurin, A.A. Alexeenko, V.B. Prakapenka, D.L. Kovalenko, K.V. Yumashev, P.V. Prokoshin // Mater. Sci. 20 (2002) 39. 2. G.E. Malashkevich, E.N. Poddenezhny, I.M. Melnichenko, A.A. Boiko, V.E. Gaishun, A.V. Semchenko, W. Strek, K. Maruszewski // Specrtochimica Acta A54 (1998) 1751. 3. K.V. Yumashev, V.S. Gurin, P.V. Prokoshin, V.B. Prokopenko, A.A. Alexeenko // Phys. Status Solidi (b)224 (2001) 815. 4. K.V. Yumashev, N.N. Posnov, I.A. Denisov, P.V. Prokoshin, V.P. Mikhailov, V.S. Gurin, V.B. Prokopenko, A.A. Alexeenko // J. Opt. Soc. Am. B14 (2000) 572. 5. A.M. Malyarevich, K.V. Yumashev, N.N. Posnov, V.P. Mikailov, V.S. Gurin, V.B. Prokopenko, A.A. Alexeenko // J. Appl. Phys. 87 (2000) 212. 48 НАНОСТРУКТУРНЫЕ ВОЛОКНА НА ОСНОВЕ ТУГОПЛАВКИХ ОКСИДОВ Т.М. УЛЬЯНОВА, Л.В. ТИТОВА, Н.П. КРУТЬКО Институт общей и неорганической химии НАНБ, г. Минск Неорганические волокна могут использоваться в качестве наполнителя композитов, а также как исходный материал для получения керамики. Информация о процессах формирования наноструктурных тугоплавких волокон и изменении их свойств необходима для оптимизации технологии их синтеза и получения композиционных материалов. Ранее в институте общей и неорганической химии НАН Беларуси была разработана технология получения неорганических поликристаллических волокон из полимерного сырья: гидратцеллюлозы, хлопка, шерсти, джута, кокоса, полиакрилнитрила и других натуральных и синтетических волокнистых материалов методом их пропитки раствором солей металлов с последующей сушкой и термообработкой по специальному режиму. По этой технологии можно получать различные оксидные, нитридные, металлоуглеродные, карбидные и другие неорганические волокна. Разработанная технология позволяет синтезировать длинномерные и короткие наноструктурные поликристаллические волокна с высокой пористостью, развитой удельной поверхностью. Оксидные волокна обладают субструктурой из наноразмерных зерен, что дает возможность получать из них монодисперсные порошки, обладающие высокой реакционной активностью. Их использование позволяет снижать температуру спекания, и создавать композиционные материалы с особой структурой. Неорганические наноструктурные волокна могут использоваться как упрочняющие элементы, активные наполнители в композитах, придавая им новые свойства, а также в качестве исходных высокодисперсных порошков для получения пористой и плотной керамики. Благодаря их высокой реакционной активности можно, используя классическую керамическую технологию, получать керамические материалы с ценным комплексом свойств. Известно, что при переходе от макротел к наноразмерным объектам, протекание процессов и свойства веществ существенно изменяются. Поскольку порошки, полученные золь-гель методом, обладают высокой дисперсностью, и оксидные волокна состоят из наноразмерных зерен, то можно предположить появление особых свойств у композиционных материалов, полученных золь-гель методом с добавлением оксидных волокон. В настоящей работе изложены результаты исследования механизма формирования наноструктурных волокон тугоплавких оксидов, а так же изучения их структуры и свойств. 49 НАНОПОРИСТЫЙ ВОЛОКНИСТЫЙ МАТЕРИАЛ ОКСИДА АЛЮМИНИЯ ДЛЯ МЕДИЦИНЫ Т.М. УЛЬЯНОВА, Л.В. ТИТОВА Институт общей и неорганической химии НАНБ, г. Минск В современной медицине достаточно широко используются сорбционные методы лечения ран, ожогов, кожных заболеваний. Сорбенты применяются для поглощения токсичных веществ в организме, а также для очистки гнойных ран. Кроме того, в клинической практике используют носители различной химической природы для иммобилизации лекарственных препаратов. Носителями могут быть как полимерные, так и неорганические материалы, но они должны обладать высокими обменными или сорбционными свойствами, которые определяются дисперсным состоянием веществ и энергетической неравноценностью их поверхности. Целью настоящего исследования было разработать нанопористый химически инертный, биосовместимый с тканями человека волокнистый алюмооксидный материал, который можно было бы использовать для указанных целей. Исходным сырьем для получения волокон оксида алюминия служили гидратцеллюлозные нити или нетканый материал, которые тщательно очищали, пропитывали растворами солей хлористого алюминия и хлористого магния, сушили и термообрабатывали по специальному режиму до 600-10000С. При термообработке высушенных солесодержащих волокон происходили сложные физико-химические процессы, сопровождавшиеся значительными потерями массы, которые обусловлены отщеплением и удалением сорбированной и кристаллизационной воды из солей и полимера, термолизом гидратцеллюлозных волокон и термической диссоциацией солей, находящихся в объеме и на поверхности волокон. Исследование физико-химическими методами процесса формирования керамических волокон показало, что при нагревании до 600-7000С образовавшийся оксид алюминия состоит из наноразмерных зерен и обладает - структурой, что определяет высокую реакционную способность волокнистого материала. Активные, пористые волокна состоят из десятков моноволокон диаметром 5-7 мкм, разделенных капиллярными промежутками. Поверхность моноволокон характеризуется микро(0,5-2 нм) и мезопористостью (2-20 нм) – 70) пор, а между волокнами имеются также макропромежутки (1000-1500 нм). Керамические моноволокна состоят из наноразмерных зерен оксида алюминия, величина которых сохраняется при термообработке до изменения кристаллической структуры - и -Al2O3 в -корунд. В связи с чем волокнистые оксидные материалы характеризуются высокой дисперсностью и развитой поверхностью. Эти качества позволили применить их для активной сорбции токсичных выделений, а также экссудата ран и аденом в области лица и шеи. Волокнистый оксидный материал и дренажи на его основе были испытаны на различных видах животных, установлена его нетоксичность, биосовместимость и эффективность при лечении гнойных ран и флегмон. Нанопористый сорбционно-активный материал предложен для медицинских испытаний. 50 ЭЛЕКТРИЧЕСКОЕ СОПРОТИВЛЕНИЕ ПРОДУКТОВ ОТЖИГА НАНОАЛМАЗОВ С РАЗЛИЧНОЙ СТЕПЕНИЮ ГРАФИТИЗАЦИИ В.Л. КУЗНЕЦОВ1, Ю.В. БУТЕНКО1, А.И. РОМАНЕНКО2, О.Б. АНИКЕЕВА2, А.В. ОКОТРУБ2 Институт катализа им. Г.К. Борескова, г. Новосибирск Институт неорганической химии СО РАН, г. Новосибирск 1 2 Контролируемая графитизация наноалмазов (НА, d~3-5 нм) позволяет получать новые нанокомпозитные углеродные материалы, состоящие из частиц, имеющих алмазное ядро, покрытое искривленными графитоподобными оболочками с варьируемым соотношением sp2 и sp3 состояний углерода. Полная графитизация частиц НА приводит к образованию углерода луковичной структуры (УЛС), причем при температурах отжига ниже 1900 К образующиеся фуллереноподобные оболочки имеют дырочные дефекты. При более высоких температурах отжига происходит изменение формы частиц УЛС (квазисферические частицы преобразуются в полигонизированные), сопровождающееся увеличением размера их внутренней полости, уменьшением числа оболочек частиц УЛС, а также отжигом дырочных дефектов. В работе представлены результаты исследования зависимости электрического сопротивления продуктов отжига НА с различной степенью графитизации от температуры и величины приложенного магнитного поля. Показано, что УЛС и sp2/sp3 нанокомпозиты характеризуются прыжковой проводимостью с переменной длиной прыжка электрона, отличной от проводимости типичных графитовых материалов. Температурная зависимость удельного сопротивления (T) таких материалов описывается формулой: (T) = оexp(Tо/T)n. Магнетосопротивление УЛС является отрицательным в диапазоне магнитных полей от 0 до 2 Т и положительным при величине приложенного магнитного поля более 2 Т. С использованием теории, описывающей прыжковую проводимость в области отрицательного магнетосопротивление, была произведена оценка концентрации носителей заряда в образцах. Установлено, что длина свободного пробега электрона в УЛС прогретых при 1900 К сравнима с размером междефектных графитовых фрагментов (l ~ 12±2 Å). Отжиг при более высоких температурах УЛС приводит к увеличению длины свободного пробега электрона до 18±2 Å. Размер области локализации носителей тока сопоставим с размерами отдельных ассоциатов частиц УЛС и равен 60-100 нм. На основание полученных данных и данных, полученных с использованием просвечивающей электронной микроскопии, предложена модель структуры УЛС и sp2/sp3 нанокомпозитов, образующихся при отжиге НА. 51 ТОПОЛОГИЯ И ЭЛЕКТРОННАЯ СТРУКТУРА УГЛЕРОДА ЛУКОВИЧНОЙ СТРУКТУРЫ И SP2/SP3 НАНОКОМОЗИТОВ ПОЛУЧЕННЫХ ПУТЕМ ОТЖИГ НАНОАЛМАЗОВ В.Л. КУЗНЕЦОВ1, Ю.В. БУТЕНКО1, Л.Г. БУЛУШЕВА2, А.В. ОКОТРУБ2 Институт катализа им. Г.К. Борескова, г. Новосибирск Институт неорганической химии СО РАН, г. Новосибирск 1 2 Отжиг наноалмазов (НА) при температурах 1400-2100 К приводит к образованию углерода луковичной структуры (УЛС) и sp2/sp3 нанокомозитов с различным содержанием графитовой и алмазной фазы. С использованием рентгеновской эмиссионной спектроскопии исследована электронная структура продуктов отжига НА. В области высоких энергий CK-спектров УЛС и sp2/sp3 нанокомозитов, полученных при температурах отжига 1600-1900 К, обнаружен интенсивный максимум, который отсутствует в спектрах исходных НА и графитовых материалах. Наличие данного максимума свидетельствует о присутствие в данных образцах локализованных электронов. Предположено, что локализация электронов происходит на дырочных дефектах искривленных графитовых оболочек. Образование дырчатой структуры объясняется механизмом графитизации алмаза и образования УЛС. Так, процесс графитизации кристалла алмаза при температурах 1400-1900 К происходит с его поверхности вглубь кристалла. Следует отметить, что число атомов углерода на границе алмаз/графит недостаточно для формирования совершенных фуллереновых оболочек. Этот недостаток компенсируется формированием графеновых оболочек с дырочными дефектами. Вместе с тем, при температурах выше 1900 К атомы углерода становятся достаточно подвижными для отжига данных дефектов. Квантово-химические расчеты рентгеновских эмиссионных спектров различных моделей подтвердили данное предположение о структуре УЛС. Наличие таких дефектов в УЛС обуславливает их необычные по сравнению с другими графитовыми материалами электронные, магнитные и оптические свойства. 52 СИНТЕЗ SP2-НАНОРАЗМЕРНЫХ ФОРМ УГЛЕРОДА ПУТЕМ ТЕРМИЧЕСКОЙ ГРАФИТИЗАЦИИ АЛМАЗА В.Л. КУЗНЕЦОВ, Ю.В. БУТЕНКО Институт катализа им. Г.К.Борескова, г. Новосибирск В работе представлены резултаты исследований графитизации синтетических и природных алмазов различной дисперсности (наноалмазы (НА) размером 1-20 нм и микронные алмазы) в температурном интервале 1400-2140 К. Показано, что: графитизация НА ведет к образованию углерода луковичной структуры (УЛС), а графитизация алмазов микронных размеров приводит к образованию замкнутых искривленных графитоподобных (ЗИГ) форм углерода: нанотрубок углерода, углеродные складок, чашечек и др. При невысоких степенях превращения, последние образуют на поверхности алмаза плотноупакованные мозаичные структуры. Показано, что процесс формирования ЗИГ форм углерода на поверхности алмаза и их последующая упаковка в мозаичные структуры является самоорганизующимся процессом. Дано теоретическое обоснование причин образования таких форм углерода, в частности методами ММ обосновано формирование на начальных стадиях графитизации блюдцеподобного зародыша. Получены данные о строении интерфейса алмаз-графит, образующегося при графитизации алмаза. Показано, что на границе алмаз-графит наблюдаются переходы 3-х алмазных плоскостей (111) в две графитовые плоскости (0002) - 3-2 переходы. Предложен "zipper" механизм (механизм раскрывающейся молнии) графитизации алмаза, включающий в себя преобразование трех алмазных слоев (111) в два графитовых базальных слоя. При этом атомы среднего алмазного слоя поочередно распределяются между образующимися графитовыми слоями, т.е. реализуется 3-2 переход. Получены кинетические параметры процесса графитизации НА в интервале температур 1400-1800 К: энергия активации - 457 ккал/моль, предэкспонентциальный множитель - 745 нм/c. Значения скоростей графитизации алмазов, рассчитанные с использованием кинетических параметров, хорошо коррелируют с данными ПЭМВР по исследованию графитизации алмазов микронных размеров. Это позволяет использовать полученные кинетические параметры для оценки скоростей графитизации алмазов более крупных размеров. Показано, что существует по крайне мере две температурные области, где графитизация происходит по двум различным механизмам. Температурной границей между этими двумя областями, по-видимому, служит температура Дебая алмаза 1910 К, при которой происходит возбуждение всех колебательных степеней свободы алмаза. В низкотемпературной области (1400-1900 К) графитизация алмазов происходит по так называемому синхронному механизму, при котором процесс отслоения внешний алмазной грани и ее перестройка в графитовую грань протекает одновременно. В качестве примера синхронного механизма можно привести предложенный в работе zipper механизм. Предложен новый способ синтеза УЛС, основанный на контролируемой графитизации НА в условиях вакуума. Предложенный метод является существенно более эффективным по сравнению с существующими методами синтеза УЛС. Полученные кинетические параметры графитизации алмаза и выявленные основные закономерности графитизации алмазов позволяют: (1) осуществлять контролируемый синтез принципиально новых алмаз/углеродных композитов с контролируемым соотношением sp2/sp3 углерода; (2) проводить целенаправленную модификацию поверхности алмаза, путем создания на ней ЗИГ форм углерода. Исследованы структурные, спектральные и электропроводящие свойства УЛС и алмаз/углеродных композитов, образующихся при графитизации НА. 53 ИССЛЕДОВАНИЕ КИНЕТИКИ ПРОЦЕССОВ СПЕКАНИЯ ОКСИДНЫХ КЕРАМИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ, ПОЛУЧЕННЫХ ИЗ РАЗЛИЧНЫХ НАНОПОРОШКОВ Аl203 СТАТИЧЕСКИМ И ВЗРЫВНЫМ КОМПАКТИРОВАНИЕМ А.А. ШЕВЧЕНОК1, И.В. ФОМИХИНА1, Г.П. ОКАТОВА1, А.Р. ЛУЧЕНОК2 Институт порошковой металлургии НАНБ, г. Минск Институт импульсных процессов НАНБ, г. Минск 1 2 Особенностью процесса спекания керамики из чистых окислов является то, что он протекает в твердой фазе. Жидкость в таких материалах при температурах обжига практически не образуется вследствие незначительного содержания примесей, и следовательно, она не участвует в формировании структуры материала. Найти количественный критерий, который вполне определенно и однозначно характеризовал бы процесс спекания достаточно трудно. Чаще всего в качестве такого критерия выбирают степень уплотнения образцов, хотя лучшее понимание явлений достигается при применении комплекса характеристик. В нашей работе для изучения кинетики процесса спекания наноразмерных порошков Аl2О3, полученных разными способами и характеризуемых разным дисперсным, фазовым составом и степенью агломерирования частиц, использовали широко известный метод последовательных обжигов, а также результаты дилатометрических исследований (дилатометр модели 402Е фирмы "Netzch", Германия). Объектами настоящего исследования были экспериментальные образцы, полученные из субмикронных (плазмохимического синтеза, ds~250 нм) и наноразмерных (электровзрывного синтеза, ds~20 нм, гидролизного синтеза, ds~30 нм) порошков методом статического (р~100-500 МПа) и взрывного (р~3-7 ГПа) компактирования. Дилатометрическими исследованиями при непрерывном нагреве в вакууме со скоростью 5°С/мин образцов прессовок из различных порошков Аl2О3, показано существование нескольких этапов процесса усадки. Первоначально усадка во времени росла незначительно и практически линейно, что, вероятно, связано с образованием и ростом шеек между частицами. На втором этапе, самом коротком во времени, скорость усадки была максимальной во всех случаях и происходило основное уплотнение, обусловленное интенсивным ростом шеек и образованием новых границ между зернами и удалением открытых пор. Последний этап характеризовался уменьшением скорости усадки, уплотнение происходило за счет медленно текущего процесса диффузионного удаления изолированных пор. Временные и температурные интервалы усадки различались для порошков Аl2О3 разной степени дисперсности и агломерированности. Интенсивное спекание наноразмерных порошков начиналось с очень низкой для Аl2О3 температуры (~1000-1100 °С), тогда как традиционные процессы спекания микронных порошков чистого Аl2О3 характеризуется более высокими температурами (~1700 °С). Отмечена малая длительность периода интенсивной усадки. Однако не удалось достичь (даже при температурах спекания до 1700 °С) относительных плотностей более 90-94% для статически спрессованных образцов из наноразмерных 54 электровзрывных и гидролизных порошков и более 85-90% - для субмикронных плазмохимических. Это связано с тем, что хотя индивидуальные кристаллиты порошка и имели наноразмерное состояние, однако они группировались не совсем однородно, содержали поры субмикронного размера, которые очень трудно устранить в течение спекания и которых тем больше, чем в большей степени агломерирован исходный порошок. Показано, что с повышением плотности прессовок температурные интервалы интенсивной усадки сдвигаются в сторону низких температур, абсолютные значения границ этих интервалов существенно зависят от типа используемых порошков. В результате сперессованные взрывным методом образцы спекались при пониженных температурах (1350-1550 °С) до относительных плотностей 97-99% при размере зерен 200-500 нм. 55 ПОЛУЧЕНИЕ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ НА ОСНОВЕ НАНОАЛМАЗОВ ДЕТОНАЦИОННОГО СИНТЕЗА П.А. ВИТЯЗЬ1, В.Т. СЕНЮТЬ2 Национальная академия наук Беларуси, г. Минск Институт надежности машин НАНБ, г. Минск 1 2 B настоящее время алмазные и алмазосодержащи материалы получают спеканием порошков синтетических и природных алмазов с размером частиц от нескольких единиц до нескольких сотен микрон. Поэтому одной из актуальных задач в этой области является создание алмазных композитов, обладающих нанодисперсной структурой. В качестве исходного сырья для получения нанодисперсных алмазных материалов могут использоваться наноалмазы детонационного синтеза (ультрадисперсные алмазы, УДА). Ультрадисперсные алмазы, синтезированные из взрывчатых веществ без применения дефицитных твердых сплавов и высокотаксичных химических реагентов, как это имеет место при традиционном статическом синтезе алмазных порошков имеют положительные техникоэкономические перспективы для получения на их основе композитов, поликристаллов а также абразивных поликристаллических порошков. Свойства алмазных нанопорошков в сильной степени зависят от химического и фазового состояния их поверхности. Сохраняя строение исходных частиц и управляя структурой и свойствами периферии алмазного кластера существует возможность контролировать процессы графитизации и рекристаллизации УДА, получать материалы с заданной структурой, которая определяет свойства получаемых композитов. Показано, что модифицированный УДА может быть использован для получения поликристаллических частиц с размерами от нескольких десятых до нескольких десятков микрон, обладающих высокодисперсной структурой. В зависимости от структуры, дисперсности неалмазного углерода, связанного с УДА, формирование таких частиц может протекать в условиях термодинамической стабильности как алмаза, так и графита. Другая разновидность частиц, получаемых на основе УДА – это достаточно крупные (0,1-0,8 мм) прозрачные кристаллы, обладающие огранкой с микротвердостью, которая может достигать значений микротвердости монокристаллов алмаза. Применение УДА, являющегося мощным структурообразователем и обладающего каталитическими свойствами позволяет использовать его также в качестве активного наполнителя, стимулирующего фазовые и структурные превращения в ряде веществ при их совместной термообработке в условиях высоких давлений. 56 ИЗУЧЕНИЕ ФРАКЦИОННОГО СОСТАВА УГЛЕРОДНЫХ НАНОМАТЕРИАЛОВ, ПОЛУЧЕННЫХ В ПЛАЗМЕ ВЫСОКОВОЛЬТНОГО РАЗРЯДА АТМОСФЕРНОГО ДАВЛЕНИЯ С.А. ЖДАНОК1, И.Ф. БУЯКОВ1, А.В. КРАУКЛИС1, А.П. СОЛНЦЕВ1, А.Е. ШАШКОВ1, А.М. САФОНОВА2 Институт тепло- и массообмена НАНБ, г. Минск Институт общей и неорганической химии НАНБ, г. Минск 1 2 В настоящем сообщении представлены результаты исследований фракционного состава углеродных наноматериалов, полученных в плазме высоковольтного разряда атмосферного давления (ВВРАД). По своим характеристикам этот разряд занимает промежуточное положение между дуговым и тлеющим разрядами. Изучено влияние различных условий синтеза углеродного материала на его фазовый состав. Синтез углеродного материала проводили из смеси метан-воздух, либо из смеси Н2-СО-N2 ( та же смесь метан-воздух, пропущенная через платиновый катализатор) или из паров метанола. Кроме состава исходной газовой смеси менялся материал катодов. Фазовый состав получаемого углеродного материала изучался методами рентгеноструктурного анализа и дериватографии. Исследовались как неочищенные образцы, так и прошедшие стадии обработки соляной кислотой и частичного окисления. На рентгенограммах исследуемых образцов присутствуют линии, характерные для одностенных углеродных нанотрубок с межслоевыми расстояниями d002=3.414 A (зигзагообразные) и 3.389 A (хиральные). После очистки образцов интенсивность этих линий и их разрешение значительно возросли. Электронная просвечивающая микроскопия показала, что кроме вышеперечисленных фаз структурноупорядоченного углерода во всех образцах присутствуют также многостенные углеродные нанотрубки с диаметром 10-15 нм и углеродные нановолокна с диаметром 50-150 нм. Таким образом, проведенные исследования показали, что в относительно мягких условиях без использования катализатора возможно получение разнообразных структурноупорядоченных углеродных материалов. 57 СМАЗОЧНЫЕ МАТЕРИАЛЫ, СОДЕРЖАЩИЕ НАНОЧАСТИЦЫ СУЛЬФИДОВ МОЛИБДЕНА, ИХ ТРИБОЛОГИЯ И АСМ АНАЛИЗ А.Ю. СУСЛОВ1, В.Н. БАКУНИН1, О.П. ПАРЕНАГО1, С.В. КОРОТКЕВИЧ2, С.М. МАРТЫНЕНКО2, А.И. ШЕЛЬМАНОВ2, С.А.ЧИЖИК 2 Институт нефтехимического синтеза им. А.В. Топчиева РАН, г. Москва Институт механики металлополимерных систем им. В.А. Белого НАНБ, г. Гомель 1 2 Использование наноматериаловедческих решений для проблем трибологии привлекает внимание инженеров и исследователей. Данные решения реализуются в виде покрытий нанометровой толщины, нанокомпозитов, а также наноразмерных наполнителей и добавок в твердые и жидкие смазочные материалы. В работе представлены результаты исследования жидких смазочных материалов, содержащих маслорастворимые наночастицы трисульфида молибдена [1]. Для улучшения адсорбционных и антиагломерационных свойств производилось модифицирование поверхности частиц алкенилсукцинимидом. Были проведены фрикционные испытания на микротрибометре по схеме сфера-плоскость с одновременным измерением контактного электрического сопротивления. В качестве сравнения анализировались вазелиновое масло и его композиции с добавлением (а) алкенилсукцинимида (АСИ), (б) диалкилдитиокарбамата молибдена (ДТК), а также (в) наночастиц трисульфида молибдена, модифицированных АСИ, которые наносились на поверхность стали. Анализ показал преимущества последней композиции, выражающиеся в более низком и стабильном коэффициенте трения (до 0,15). При этом образовавшиеся защитные трибослои отличались более высокой прочностью, что характеризовалось значительно более высоким, по сравнению с другими модификациями, и стабильным электрическим контактным сопротивлением. Методом атомно-силовой микроскопии (АСМ) были оценены исходные размеры агломератов добавок и характер их распределения по поверхности образца, а также зарегистрированы особенности изменений поверхностей трения в смазочной среде. Показано выглаживающе-плакирующее действие смазок при формировании трибослоев. Механизм эффективного смазочного действия предложенных добавок может быть объяснен их высокими проникающими и адсорбционными свойствами. Кроме того, по-видимому, важнейшим условием смазывания могут служить химический переход трисульфида молибдена в высокоэффективный модификатор трения дисульфид молибдена, инициированный высокими температурой и давлением в зоне контакта. ЛИТЕРАТУРА 1. Паренаго О.П., Бакунин В.Н., Кузьмина Г.Н., Суслов А.Ю., Веденеева Л.М. Наночастицы сульфидов молибдена – новый класс добавок к углеродным смазочным маслам // Доклады Академии Наук, 2002, т.383,1, с. 84-86. 58 2СЕКЦИЯ КОНСТРУКЦИОННЫЕ НАНО- И СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКИЕ МАТЕРИАЛЫ, ПОЛУЧЕННЫЕ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИЕЙ 59 60 РАЗВИТИЕ МЕТОДОВ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ ДЛЯ ПОЛУЧЕНИЯ ОБЪЕМНЫХ НАНОСТРУКТУРНЫХ МАТЕРИАЛОВ С УНИКАЛЬНЫМИ СВОЙСТВАМИ Р.З. ВАЛИЕВ Институт физики перспективных материалов УГАТУ, г. Уфа К настоящему времени надежно установлено, что методы интенсивной пластической деформации (ИПД) могут быть успешно использованы для получения наноструктур в различных металлах и сплавах. Это создает возможности достижения принципиально нового уровня свойств материалов. Однако получаемые методом ИПД наноструктуры характеризуются не только очень малым размером зерен, высокими внутренними напряжениями, специфической кристаллографической текстурой, а также зачастую изменением фазового состава. В настоящем докладе рассмотрены соотношения между особенностями микроструктуры ИПД материалов и их необычными механическими свойствами. Показана возможность достижения в наноструктурных металлах и сплавах очень высокой прочности и пластичности, реализации сверхпластичности при низких температурах и/или высоких скоростях деформации. Обсуждаются перспективы их практического использования. 61 ПРОБЛЕМЫ СТАБИЛИЗАЦИИ НАНО- И МИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУРЫ МЕДНЫХ И АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ, ПОЛУЧЕННЫХ МЕТОДОМ МНОГОЦИКЛОВОГО РКУ-ПРЕССОВАНИЯ В.И. КОПЫЛОВ1, В.Н. ЧУВИЛЬДЕЕВ2, А.В. НОХРИН2 Физико-технический институт НАНБ, г. Минск Нижегородский государственный университет им. Н.И. Лобачевского 1 2 В работе представлены результаты теоретических и экспериментальных исследований термической стабильности структуры и свойств нано - и микрокристаллических (НМК) металлов и сплавов, полученных методом равноканального углового (РКУ) прессования. Описаны результаты экспериментальных исследований эволюции структуры и свойств НМК меди и никеля, полученных РКУ-прессованием с различным числом циклов (от 4 до 16). Показано, что вблизи температуры начала рекристаллизации процесс роста зерен в этих материалах носит аномальный характер – на фоне стабильной НМК матрицы существенно укрупняются лишь отдельные зерна. Показано, что в этих условиях функция распределения зерен по размерам является бимодальной, а объемная доля аномально растущих зерен экспоненциально нарастает со временем. Установлено, что энергия активации процесса аномального роста зерен в НМК металлах близка к энергии активации процесса зернограничной диффузии по неравновесным границам зерен. Для описания эволюции структуры при отжиге НМК металлов предложена модель аномального роста зерен, позволяющая рассчитывать зависимость температуры начала рекристаллизации от времени и скорости нагрева, а также величины предварительной деформации. Описана кинетика роста зерен в НМК металлах, позволяющая объяснить экспоненциальную зависимость среднего размера зерна от времени изотермического отжига, а также зависимость скорости роста от температуры отжига и структурных параметров материала. Экспериментально изучено влияние легирующих элементов и частиц второй фазы на термическую стабильность НМК медных сплавов системы Cu-Cr, а также алюминиевых сплавов системы Al-Mg-Sc-Zr. Исследовано влияние малых добавок хрома на температуру начала рекристаллизации НМК бронз и термическую стабильность их механических свойств. Изучено влияние малых добавок скандия и циркония на термическую стабильность структуры и свойств НМК алюминиевых сплавов. Показано, что процессы выделения и роста частиц второй фазы в НМК сплавах контролируются диффузией по ядрам дислокаций и неравновесным границам зерен. Для описания этих процессов предложена модель распада твердого раствора в НМК сплавах. Описаны закономерности изменения объемной доли и размера выделяющихся частиц в зависимости от степени пересыщения твердого раствора, а также температуры и времени отжига. Описаны основные закономерности распада твердого раствора в случае гомогенного (выделение и рост частиц в объеме зерен) и гетерогенного механизмов (выделение и рост частиц на дислокациях и на границах зерен) как в условиях стабильной микроструктуры, так и в случае параллельного протекания процессов возврата и рекристаллизации. Авторы благодарят за поддержку РФФИ (грант 02-03-33043), а также Программу «Фундаментальные исследования в высшем образовании» (BRHE) и Научно-образовательный центр "Физика твердотельных наноструктур" (НОЦ ФТНС) ННГУ им.Н.И.Лобачевског 62 ЗАКОНОМЕРНОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВА ОБЪЕМНЫХ СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ МЕТАЛЛОВ И НАНОКОМПОЗИТОВ Ю.Р. КОЛОБОВ Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, г. Томск Исследованы закономерности формирования субмикрокристаллического (СМК) состояния в металлах и сплавах с ОЦК-, ГЦК- и ГПУ-решеткой при воздействии интенсивной пластической деформации методами равноканального углового прессования (РКУП), кручения под высоким давлением, всесторонней ковки в сочетании с последующей прокаткой и изотермическими отжигами. На примере технически чистого титана (ВТ-1.0) установлены возможности повышения термической стабильности СМК структуры и механических свойств данного материала путем выделения дисперсных частиц карбидов в процессе воздействия интенсивной пластической деформации или при последующем отжиге. Возможность повышения предела текучести и сопротивления усталости титана ВТ-1.0 позволила рекомендовать данный материал в высокопрочном СМК состоянии как замену широко используемому в настоящее время в травматологии и ортопедии сплаву ВТ-6, содержащему вредные для живого организма легирующие элементы алюминий и ванадий. Разработаны способы получения порошковых нанокомпозитов на основе меди, упрочненной дисперсными частицами оксидов. Указанные материалы обладают уникальным сочетанием тепло(электро)-проводности и комплекса механических свойств. Даны сравнительные характеристики достоинств и недостатков основных известных методов формирования СМК- и наноструктур в металлах и сплавах при воздействии интенсивной пластической деформации, способов повышения термической стабильности их структуры и механических свойств, в условиях статического и циклического нагружения. Рассмотрены перспективные возможности применения исследованных материалов в медицине и технике. 63 ПОЛУЧЕНИЕ КРУПНОГАБАРИТНЫХ ПОЛУФАБРИКАТОВ С СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУРОЙ ИЗ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ МЕТОДОМ ВСЕСТОРОННЕЙ ИЗОТЕРМИЧЕСКОЙ КОВКИ Г.А. САЛИЩЕВ Институт проблем сверхпластичности металлов РАН, г. Уфа Всесторонняя изотермическая ковка, как метод получения крупногабаритных полуфабрикатов с СМК структурой представляет значительный интерес для практики. В настоящей работе рассматривается влияние температурно-скоростных условий деформации, исходной микроструктуры и фазового состава на формирование минимального размера зерен и однородность микроструктуры в титановых сплавах. На примере технического титана и двухфазного сплава исследована эволюция микроструктуры и механическое поведение в ходе деформации сжатия призматических образцов в трех ортогональных направлениях при температурах 400 and 550C. Показано, что механическое поведение титана и сплава существенно различаются. Строили кривые напряжение течение – аккумулированная деформация. В титане наблюдалось: немонотонное изменение напряжений течения от цикла к циклу нагружения, при этом предел текучести последующего цикла был существенно меньше напряжения течения конца предыдущего. В сплаве вид кривых деформации по циклам был иной. После пика напряжения течения на начальном цикле нагружения имело место разупрочнение и затем установившаяся стадия течения, обусловленная развитием сверхпластичности. Исследование микроструктурных изменений обнаружило различие в механизмах формирования СМК структуры в титане и сплаве. В титане образование новых зерен происходит в результате пересечения границ деформационного происхождения с высокоугловой ориентацией. Формируется полосовая микроструктура. Различие в величине напряжений течения от цикла к циклу было объяснено постоянным изменением микроструктуры в ходе деформации при изменении направления нагружения. Конечная микроструктура неоднородная, содержит полосы, субзерна, и крупные зерна. Процесс глобуляризации микроструктуры в сплаве контролируется образованием поперечных высокоугловых границ в пластинах, по которым происходит их деление, и перестройкой полукогерентных межфазных границ в некогерентные. Получаемая микроструктура характеризуется высокой однородностью. Разработанный технологический процесс реализован при получении крупногабаритных заготовок из сплава Ti-6Al-4V (150 мм в диаметре и 200 мм длиной) и при изготовлении листов (500 мм шириной и 1000 мм длиной). Исследования структуры и свойств полуфабрикатов показали их высокое качество. Минимальный размер зерен полученный разработанным методом составил 0.1 мкм для титана и 0.04 мкм для сплава ВТ9. 64 О ПРИРОДЕ СВЕРХПЛАСТИЧНОГО ТЕЧЕНИЯ НАНОСТРУКТУРНЫХ СПЛАВОВ М.М. МЫШЛЯЕВ1,2, М.М. КАМАЛОВ1, А.С. МЕДВЕДЕВ1 Институт физики твёрдого тела РАН, г. Черноголовка, Московская область 2 Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН, г. Москва 1 Проведены исследования механического и структурного поведения наноструктурных цинкового и алюминиевых сплавов в широких интервалах температуры и скорости деформации. Наноструктурное состояние сплавов было сформировано их интенсивной пластической деформацией методами многократной прокатки и равно-канального углового прессования. Для изучения сверхпластичного течения проведены механические испытания образцов на одноосное растяжение при постоянной скорости деформирования и при ползучести. Для исследования структуры и фазового состояния образцов использовали методы просвечивающей электронной микроскопии, сканирующей электронной микроскопии, включая дифракцию обратно рассеянного электронного пучка, и рентгеновского дифракционного анализа. Полученные результаты и механизмы деформации обсуждаются с единых позиций. Показано, что реализация сверхпластичного течения сплавов требует выполнения структурно-кинетического принципа. Работа выполнена при поддержке РФФИ (проекты № 01-02-16505 и № 02-0281021 Бел). 65 ВЫСОКОСКОРОСТНАЯ СВЕРХПЛАСТИЧНОСТЬ НАНО- И МИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ, ПОЛУЧЕННЫХ МЕТОДОМ МНОГОЦИКЛОВОГО РКУПРЕССОВАНИЯ В.Н. ЧУВИЛЬДЕЕВ1, В.И. КОПЫЛОВ2 Нижегородский государственный университет им. Н.И.Лобачевского Физико-технический институт НАНБ, г. Минск 1 2 В работе описаны результаты экспериментальных и теоретических исследований высокоскоростной сверхпластичности (ВССП) МК сплавов системы AlХ%Zn-Y%Mg-0.3Sc (Х=4.55, Y=1.52) в широком диапазоне скоростей и температур деформирования. МК структура сплавов была получена путем равноканального углового прессования (РКУП) (N=8 циклов) при Т=100200 0С. Средний размер зерна после РКУП составил 0.5 мкм. Испытания на ВССП производились в интервале температур 350500 0С и скоростей деформации 310-23 с-1. Сплав состава Al-4.5Zn-1.5Mg-0.3Sc обнаружил исключительно высокие показатели пластичности. При испытаниях с постоянной скоростью движения захватов соответствующих начальной скорости деформации 10-1 с-1 при Т=450 0С было достигнуто удлинение до разрушения 830%. При скорости деформации 1 с-1 и Т= 450 0С удлинение достигает 310 %. Параметры деформационного поведения сплавов изучены при испытаниях с постоянной истинной скоростью деформации. Коэффициент скоростной чувствительности m в сплавах в широком диапазоне скоростей слабо зависит от скорости деформации и составляет ~0.40.45. Сплавы обнаруживают необычно продолжительную стадию деформационного упрочнения, которое продолжалось вплоть до деформаций о~1.01.5. Было обнаружено, что предельная деформация до разрушения пропорциональна деформации о, соответствующей окончанию стадии упрочнения. Для описания поведения сплавов в условиях ВССП предложена модель деформационного упрочнения. В основу модели положены представления развиваемой авторами теории неравновесных границ зерен. Показано, что причиной интенсивного упрочнения в условиях ВССП являются поля внутренних напряжений, создаваемых дефектами, накапливающимися на границах зерен при их взаимодействии с решеточными дислокациями, осуществляющими внутризеренную деформацию. Проведено подробное сопоставление модели с экспериментом. Авторы благодарят за поддержку РФФИ (грант 02-03-33043), а также Программу «Фундаментальные исследования в высшем образовании» (BRHE) и Научно-образовательный центр "Физика твердотельных наноструктур" (НОЦ ФТНС) ННГУ им.Н.И.Лобачевского. 66 ОБРАЗОВАНИЕ МЕЖУЗЕЛЬНЫХ АТОМОВ ПРИ ОБРАБОТКЕ ПОРОШКОВ В ШАРОВОЙ МЕЛЬНИЦЕ, ДИФФУЗИЯ И ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ. Ю.А. СКАКОВ. Московский государственный институт стали и сплавов. 1. Обработка порошков в шаровой мельнице (ОШМ) является технической основой двух перспективных технологий: получение нанаструктурных материалов (НСМ) и механическое сплавление (МС) – получение металлических сплавов разной фазовой природы – твердых растворов и интерметаллидов, кристаллических, квазикристаллических и амофных. Общей физической основой обеих этих технологий является механизм пластической деформации исходных порошков металлов. Специфика этого процесса пока остается не вполне ясной. Термин «интенсивная пластическая деформация» никак не отражает ее качественных особенностей. Наиболее сложным является анализ процесса МС. Очень часто используется понятие «механическое перемешивание», этот термин по существу означает отказ от использования в анализе МС закономерностей атомной (объемной или решеточной) диффузии. Такой подход к анализу МС связан с представлением о крайней термодинамической неравновесности получаемых фазовых состояний (прежде всего в образовании твердых растворов). В числе причин путаницы в объяснениях экспериментальных фактов – недостаточное внимание к начальным стадиям процесса сплавления, объяснения результатов длительных обработок («конечное» состояние) без учета возможных вторичных реакций на более ранних стадиях, и, наконец, игнорирование закономерностей диффузии, в частности, различий парциальных коэффициентов диффузии компонентов. 2. Главный аргумент в пользу представления, что МС идет посредством процесса диффузии, т.е. определяется градиентом химического (термодинамического) потенциала – образование фаз в определенной временной последовательности в соответствих с их концентрационной последовательностью на фазовой диаграмме.и соотношением парциальных коэффициентов диффузии. Отмечавшиеся в ряде экспериментальных исследований нарушения последовательности фазообразования или случаи «сверхпересыщения» твердых растворов могут быть объяснены в терминах метастабильных фазовых состояний. Остается назвать механизм решеточной диффузии, который может быть реальным при температурах, близких к обычным (комнатным): диффузия по междоузлиям в условиях непрерывной генерации межузельных атомов. 3. В работах В.Л.Инденбома и А.Н.Орлова (60-70-е гг.) анализ особенностей процессов деформации и разрушения кристаллов при разных температурах и разных нагружениях показал, что для низких температур и больших, а также локальных или высокоскоростных нагружений, характерно участие межузельных атомов. Экспериментальные свидетельства действия межузельного механизма были получены в микроскопических исследованиях дислокационных петель при испытаниях на ползучесть, а также в исследованиях окрестностей отпечатков индентора, где были обнаружены области, свободные от дислокации. Количественные данные о динамике начальной стадии деформации при действии сосредоточенной нагрузки (жесткий 67 индентор), подтверждающие представление о механизме межузельной деформации, были получены в работах Ю.И.Головина и А.И.Тюрина (90-е гг.). Механическое сплавление при обработке порошков в шаровой мельнице можно рассматривать как новое важное свидетельство действия межузельного механизма деформации. 4. Если определяющей особенностью механизма деформации при ОШМ и, повидимому, при других схемах интенсивной холодной деформации, приводящей к образованию наноструктурного состояния, является участие межузельных атомов, то образование такого состояния, следуя схеме, предложенной В.М.Фарбером (2002 г), объясняется взаимодействием подвижных дислокаций с межузельными атомами. 5. Фазовые превращения в ходе МС, при нагреве после завершения МС и при длительной ОШМ включают все известные типы превращений: распад пересыщенных твердых растворов, полиморфное превращение, аморфизация. Среди превращений выделены реакции, которые идут в ходе МС (расслоение) и реакции при нагреве после завершения МС (выделение аморфной фазы и выделение кристаллической фазы). 6. Соединение эффектов образования наноструктурного состояния и образования микрогетерогенности твердых растворов типа спинодального распада может приводить к особенно большим эффектам упрочнения. 68 НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИЕ МЕТАЛЛЫ ПОЛУЧЕННЫЕ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИЕЙ: СТРУКТУРА И СВОЙСТВА Р.Р. МУЛЮКОВ Институт проблем сверхпластичности металлов РАН, г. Уфа Представлены результаты исследований физических свойств и их связи с особенностями структуры нанокрокристаллических, со средним размером зерен около 100 нм, металлов, полученных с помощью больших пластических деформаций. Деформирование образцов металлов Cu, Co, Fe, Ni, Pd, W проводили двумя методами: кручением под квазигидростатическим давлением и равноканальным угловым прессованием. Обнаружены существенные изменения свойств (упругости, внутреннего трения, теплоемкости, электросопротивления, температур магнитных и мартенситных превращений, диффузии) материалов в результате формирования в них СМК структуры. Микро-, атомная, сверхтонкая магнитная и электронная структуры металлов была исследована с помощью ПЭМ, калориметрии, рентгеновской, EXAFS, мессбауэровской спектроскопии и полевой эмиссии. Обнаруженные изменения в поведении свойств могут быть объяснены особенностями структуры СМК материалов. Работа выполнена при финансовой поддержке Комплексной программы РАН «Нанокристаллы и супрамолекулярные системы» (проект «Структура и свойства нанокристаллов, полученных интенсивной пластической деформацией») и Российским фондом фундаментальных исследований (проекты №00-02-17723; 02-0197924). 69 ПОВЫШЕНИЕ ПРОЧНОСТИ СПЛАВОВ ТИТАНА МЕТОДАМИ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ А.А. ПОПОВ Уральский государственный технический университет, г. Екатеринбург Титановые сплавы относятся к материалам с высокой удельной прочностью. Как правило, высокие прочностные характеристики в этих сплавах достигаются за счет регулирования процесса выделения второй фазы созданием соответствующей дислокационной структуры пластической деформацией. К настоящему времени в промышленных условиях сплавы титана можно упрочнить до 1400-1450 МПа, а в лабораторных – до 1600-1700 МПа при удовлетворительных пластических характеристиках. Интенсивная пластическая деформация, создавая ультрамелкозернистую структуру с границами, обладающими полями дальнодействующих напряжений, позволяет реализовать высокопрочное состояние, которое не достигается обычными методами термомеханической обработки. При этом также повышаются характеристики усталости. Практически установлено, что для однофазных сплавов (чистых металлов) можно реализовать прочность в 2-3 раза превышающую исходные значения в (0,2) в недеформированном состоянии. Так, например, если технически чистый титан обычно имеет временное сопротивление 450-500 МПа, то после интенсивной деформации с =6-7 оно достигает 1000-1100 МПа. Однако, в тех случаях, когда обработке подвергаются легированные сплавы, эффект деформационного упрочнения существенно меньше. Последующая термическая обработка также не обеспечивает значимого повышения прочности, что часто вызывает сомнения в целесообразности проведения интенсивной деформации. Исключением являются сплавы с деформационно-нестабильной матрицей. Наиболее ярко этот эффект проявляется в сплавах с молибденовым эквивалентом 10-12, когда формируется высокодисперсный мартенсит деформации, а последующий его распад при термической обработке обеспечивает субмелкокристаллическое ( вплоть до нано-) состояние с количественным соотношением фаз близким к 1 : 1. На примере сплава ВТ22 показана возможность достижения уровня прочности 1850-1900 МПа при удовлетворительных характеристиках пластичности. Для менее легированных сплавов при создании соответствующего структурного состояния также удается повысить уровень свойств. Дан анализ полученных результатов. 70 ВЛИЯНИЕ СТРУКТУРЫ, СФОРМИРОВАННОЙ ПРИ БОЛЬШОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ, НА КИНЕТИКУ ПРЕВРАЩЕНИЙ ПРИ НАГРЕВЕ М.В. ДЕГТЯРЕВ, Л.М. ВОРОНОВА, Т.И. ЧАЩУХИНА Институт физики металлов УрО РАН, г. Екатеринбург В железе и конструкционных сталях исследован качественный переход к большой пластической деформации (БПД), выявляющийся по изменению структурных параметров, твердости, а также кинетики превращений при нагреве деформированных материалов. Выбор материалов обусловлен тем, что БПД сдвигом под давлением при комнатной температуре не вызывает в них релаксацию по механизмам динамической рекристаллизации и барического фазового превращения. Это обеспечивает непрерывное накопление дефектов и соответственные изменения деформационной субмикрокристаллической (СМК) структуры. Установлено, что кривые деформационного упрочнения можно разделить на стадии. Каждой стадии соответствует определенный тип субструктуры, связанный с коэффициентами деформационного упрочнения и измельчения структурных составляющих. Смена типа субструктуры сопровождается изменением текстуры. При измельчении ячеистой субструктуры на первой стадии упрочнения текстура усиливается. Наиболее острая текстура соответствует второй стадии упрочнения, когда, например, в железе наблюдаются деформационные ячейки и микрокристаллиты, а в сталях часть границ ячеек приобретает высокоугловую локальную разориентировку. На третьей стадии, когда структура состоит из микрокристаллитов, текстура ослабляется. Пластическую Деформацию, приводящую к формированию в материале субструктуры, состоящей из микрокристаллитов (СМК структуры), принято называть большой [1]. Продолжение деформации в области БПД приводит к дальнейшему деформационному упрочнению, а также повышает размерную однородность структуры при непрерывном ее измельчении и уменьшении текстурованности. В железе и конструкционных сталях после БПД изменяется кинетика структурных и фазовых превращений при нагреве. Первичная рекристаллизация развивается в соответствии с кинетикой нормального роста как при температуре начала рекристаллизации, так и при повышении температуры изотермического нагрева. На это указывает зависимость среднего размера зерен от продолжительности отжига при всех исследованных температурах, а также параметры распределения зерен по размерам. При отжиге в этом случае растут преимущественно мелкие зерна. В конструкционной стали с СМК структурой в межкритическом интервале температур образуется избыточный метастабильный аустенит. В течение первых минут выдержки полнота превращения достигает 100%. Продолжение выдержки приводит к распаду избыточного аустенита, и его объемная доля приближается к равновесной при данной температуре. При нагреве стали в состоянии, соответствующем смешанной структуре, образованию избыточного аустенита предшествует рекристаллизация деформированного феррита. 71 О ВОЗМОЖНОСТЯХ ПОВЫШЕНИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ УСТОЙЧИВОСТИ УМЗ МАТЕРИАЛОВ, ПОЛУЧЕННЫХ ИПД С.В. ДОБАТКИН Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН, г. Москва Нано- и субмикрокристаллические (СМК) материалы, полученные методами интенсивной пластической деформации (ИПД) при пониженных температурах не обладают высокой термической стабильностью из-за исходно высокой плотности дефектов. Это существенно ограничивает потенциально возможные области их использования. Под термической стабильностью здесь подразумевается как замедление роста зерна, так и сохранение уровня упрочнения при нагреве.В настоящей работе рассматриваются некоторые возможные пути повышения термической устойчивости нано- и СМК материалов, полученных ИПД кручением под давлением 6ГПа: 1. Легирование. Легирующие элементы обычно способствуют повышению термической стабильности и из-за замедления диффузионной подвижности, уменьшения энергии дефекта упаковки и выделения дисперсной фазы. Термическая стабильность СМК армко - железа значительно ниже, чем СМК ферритной стали 08Х18Т1. Устойчивость упрочнения при нагреве Al – Sc сплавов увеличивается с содержанием Sc, а при нагреве Al – Mg – Sc сплавов - при увеличении содержания Mg (при одинаковом содержании Sc). Микролегирование азотом аустенитной стали Х15Н9Д2ТАМФ способствует сохранению размера зерна (50 нм), полученного ИПД кручением при комнатной температуре, при нагреве на 500оС. В СМК аустенитной стали 08Х18Н10Т, такой нагрев приводит и к росту зерна с 50 нм до 200 нм. 2. Распад пересыщенного твердого раствора. Пересыщенный твердый раствор в зависимости от условий обработки и материала может быть получен как быстрым охлаждением высокотемпературной фазы, так и растворением частиц второй фазы (карбиды интерметаллиды) в ходе холодной ИПД. Также в зависимости от условий деформирования и материала, распад твердого раствора можно инициировать как в ходе самой деформации, так и в ходе последующего нагрева. Причем выделение дисперсных частиц при нагреве, например частиц Al3Sc, в Al – Sc и Al – Mg – Sc сплавах может повышать термическую устойчивость упрочнения при одновременном росте зерна. 3. Высокотемпературная ИПД. Зеренная структура, сформированная при горячей ИПД, должна быть устойчива при кратковременных повторных нагревах на те же температуры деформации. Размер зерна при этом переходит из нано- в субмикронный масштаб, но остается меньше, чем после нагрева на эту же температуру наноструктуры, полученной в ходе холодной ИПД. Например, при ИПД кручением при 400оС в Al-Mg-Sc сплаве 1570 формируется зерно размером 150 нм. Нагрев же на эту температуру нанокристаллического сплава 1570 приводит к росту зерна до 800…1000 нм. Следует отметить, что влияние этих факторов обычно носит комплексный характер. 72 ФОРМИРОВАНИЕ МИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ С ПЕРЕХОДНЫМИ МЕТАЛЛАМИ И.Г. БРОДОВА1, Д.В. БАШЛЫКОВ1, В.В. СТОЛЯРОВ2 Институт физики металлов УрО РАН, г. Екатеринбург Институт физики перспективных материалов УГАТУ, г. Уфа 1 2 Целью настоящей работы является изучение эволюции структуры и свойств двухфазных Al-Fe и Al-Zr сплавов под воздействием интенсивной пластической деформации методом сдвига под давлением. Исходными образцами служили диски, толщиной 0,6 мм, полученные быстрой закалкой расплава со скоростью 2104 К/с. Составы исследуемых сплавов: Al-0,6 ат.% Zr и Al-2,5 ат.% Fe. Интенсивная пластическая деформация образцов 10 мм осуществлялась методом кручения под высоким квазигидростатическим давлением. Структурные исследования выполнены посредством оптической и электронной микроскопии, методами дифракционного рентгеновского и рентгеноспектрального анализов. Было установлено, что в зависимости от степени деформации меняются фазовый состав, структура и свойства материалов. Показано, что в результате ИПД быстрозакристаллизованных сплавов образуется микрокристаллическая структура с минимальным размером зерна порядка 100 нм и повышенной твердостью 1,7–2,1 ГПа. Кроме того, установлено, что в процессе деформационной обработки происходит частичное или полное растворение метастабильных алюминидов и образование аномально пересыщенных -твердых растворов. ИПД вызывает дополнительное легирование матрицы тугоплавкими элементами, в частности, содержание железа или циркония увеличивается до 0,8 ат.% и 0,6 ат. %, соответственно. Изучена термическая стабильность неравновесного деформированного состояния и определены особенности изменения структуры и свойств материалов в процессе изохронных и изотермических отжигов. На основании температурных зависимостей основных исследованных характеристик материалов установлены оптимальные режимы термической обработки для сохранения высоких прочностных свойств. Работа выполнена при поддержке РФФИ (грант № 01-03-32125 и 02-03-06501). 73 СТРУКТУРНЫЕ И ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В НАНОСТРУКТУРНЫХ СПЛАВАХ НА ОСНОВЕ TiNi, ПОЛУЧЕННЫХ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИЕЙ КРУЧЕНИЕМ ПОД ДАВЛЕНИЕМ В.Г. ПУШИН1, В.В. СТОЛЯРОВ2, Р.З. ВАЛИЕВ2, Н.И. КОУРОВ1, Н.Н. КУРАНОВА1, Е.А. ПРОКОФЬЕВ2, Л.И. ЮРЧЕНКО1 Институт физики металлов УрО РАН, г. Екатеринбург Институт физики перспективных материалов УГАТУ, г. Уфа 1 2 Впервые реализована на сплавах никелида титана интенсивная пластическая деформация методом равноканального углового прессования (РКУП). Образцы для РКУП представляли собой цилиндры диаметром 20 мм и длиной 100 мм. РКУП осуществляли за 5 – 12 проходов при температурах 500, 400, 350˚С. исследования сплава Ti49,5Ni50,5 выполняли методами просвечивающей электронной микроскопии, рентгеновской дифракции, измерений электросопротивления, магнитной восприимчивости, механических свойств. Обнаружено, что сплавы после РКУП приобретают высокопрочное наноструктурное состояние со средним размером зерна 200 – 300 нм, что более чем в 200 раз меньше средних размеров зерна в исходном, до РКУП сплаве. Сплав после РКУП испытывает те же термоупругие мартенситные превращения В2RB19', но при несколько меньших температурах, что сопровождается такими же эффектами памяти формы. В экспериментах in situ установлены специфические особенности микроструктуры и механизмов мартенситных переходов в данных материалах. 74 СТРУКТУРНЫЕ И МАРТЕНСИТНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В НАНОСТРУКТУРНОМ СПЛАВЕ TiNi, ПОДВЕРГНУТОМ МНОГОКРАТНОМУ РАВНОКАНАЛЬНОМУ УГЛОВОМУ ПРЕССОВАНИЮ В.Г. ПУШИН1, В.В. СТОЛЯРОВ2, Р.З. ВАЛИЕВ2, Э.З. ВАЛИЕВ1, Н.И.КОУРОВ1, Н.Н. КУРАНОВА1, Е.А. ПРОКОФЬЕВ2, Л.И. ЮРЧЕНКО1 Институт физики металлов УрО РАН, г. Екатеринбург Институт физики перспективных материалов УГАТУ, г. Уфа 1 2 Представлены результаты исследований сплавов на основе никелида титана, бинарных и легированных железом или медью, подвергнутых интенсивной пластической деформации многократным кручением (ИПДК) под высоким давлением (7,6 ГПа) при комнатной температуре. Обнаружено явление аморфизации данных сплавов при ИПДК, что позволяет при их последующем низкотемпературном отпуске, начиная от температур 200˚С, реализовать в сплавах процесс нанокристаллизации и достигнуть высокопрочного состояния (предел прочности до 3 ГПа). Исследованы термостабильность наноструктурных сплавов на основе никелида титана, подвергнутых ИПДК, влияние степени деформации (числа оборотов кручением), химического состава сплавов на исходную структуру и процесс нанокристаллизации. Полученные данные сопоставлены с результатами изучения нанокристаллизации в аморфных сплавах никелида титана, синтезированных сверхбыстрой закалкой расплава. In situ исследования выполнены методами просвечивающей электронной микроскопии, рентгенодифрактометрии, нейтронографии, дифференциальной сканирующей калориметрии, измерений электросопротивления и магнитной восприимчивости. Аттестованы механические свойства сплавов, подвергнутых ИПДК. 75 ВЫСОКОПРОЧНЫЕ СПЛАВЫ НА ОСНОВЕ НИКЕЛИДА ТИТАНА С ЭПФ, СИНТЕЗИРОВАННЫЕ СВЕРХБЫСТРОЙ ЗАКАЛКОЙ РАСПЛАВА В.Г. ПУШИН1, Т.Э. КУНЦЕВИЧ1, Н.Н. КУРАНОВА1, Л.И. ЮРЧЕНКО1, Н.М. МАТВЕЕВА2 Институт физики металлов УрО РАН, г. Екатеринбург Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН, г. Москва 1 2 Методами рентгеноструктурного анализа, просвечивающей электронной микроскопии, измерений электросопротивления, прочностных и пластических свойств, изучены быстрозакаленные сплавы Ti-Ni нестехиометрического состава (4060 ат.%), Ti50Ni50-XСuX (0х40), Ti50Ni50-XFeX и Ti50Ni50-XCoX (0х15) полученные методом спиннингования струи расплава, в исходном состоянии и после отпуска. Сплавы характеризуются высокими прочностью, пластичностью, стойкостью к коррозии и циклическим воздействиям. Сплавы с избыточным содержанием Ti (55-60 ат.%) удалось получить в аморфном состоянии, а с избыточным содержанием Ni - в аморфно-кристаллическом. В сплавах с повышенной концентрацией Ti последующий кристаллизационный отжиг привел к получению нанокристаллической нанокомпозитной структуры зерен В2-фазы и частиц Ti2Ni. В сплавах с повышенной концентрацией никеля при отжиге может быть создана нанокристаллическая структура смеси фаз B2-Ti-Ni, Ti2Ni3 и Ti3Ni4. Установлено, что мартенситное превращение в сплавах Ti-Ni с повышенным содержанием никеля протекает по схеме B2-R или B2-R-B19’, в сплавах с повышенным содержанием титана по схеме B2-B19’ и характеризуется узким температурным гистерезисом всех измеренных нами свойств. Методом БЗР возможно аморфизировать и сплавы TiNiCu (Сu25 ат.%). В отличие от распадающихся сплавов Ti-Ni нестехиометрического состава и тройных квазибинарных сплавов TiNiCu (Сu25 ат.%), сплавы систем Ti-Ni-Fe и Ti-Ni-Co, а также TiNiCu (х<25 ат.%) обладают неограниченной растворимостью всех компонентов и представляют собой однородные твердые растворы. Данные сплавы не удалось синтезировать в аморфном и нанокристаллическом состояниях даже при предельных скоростях охлаждения расплава. Минимальные средние размеры зерен в них составляют 0,2-0,3 мкм. Если в В2 зернах сплавов на основе TiNi наномерного масштаба термоупругие мартенситные переходы происходят по механизму “монокристалл-монокристалл”, то в больших, ультрадисперсных или субмикронных по масштабу зернах механизм мартенситных переходов и соответственно морфология мартенсита иные: образуются монопакеты тонких попарнодвойникованных кристаллов. 76 СТРУКТУРА И СВОЙСТВА СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ Ti-Ni, ПОДВЕРГНУТЫХ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ С.Д. ПРОКОШКИН 1, С.В. ДОБАТКИН 1, В.В. СТОЛЯРОВ 2, И.Ю.ХМЕЛЕВСКАЯ 1, И.Б. ТРУБИЦЫНА 1, Е.А. ПРОКОФЬЕВ 2 Московский государственный институт стали и сплавов Институт физики перспективных материалов УГАТУ, г. Уфа 1 2 Изучены структурообразование и функциональные свойства сплавов с памятью формы Ti-50,0 ат. % Ni, Ti-50,7 ат. % Ni и Ti-47 % Ni – 3 % Fe после интенсивной пластической деформации кручением под давлением (КпД) при комнатной температуре с последующим нагревом и равноканальным угловым прессованием (РКУП) при 400-500 С. Нанокристаллическая и субмикрокристаллическая структуры были получены после КпД (5 оборотов, =5,75) непосредственно или в результате последеформационного нагрева. В сплавах с исходной мартенситной структурой в результате деформации сформировалась аморфизированная структура с атомной координацией на основе решетки В2-аустенита. После нагрева на 400-450 С аморфизированная структура кристаллизовалась в нанокристаллическую структуру аустенита. В сплавах с исходной аустенитной структурой наноструктура аустенита формировалась непосредственно в результате деформации. После нагрева при 450 С наноструктура огрублялась до субмикрокристаллической. Увеличение деформации при КпД (10-15 оборотов) сплава Ti-Ni-Fe с исходной стабильной структурой аустенита приводит к его аморфизации. Изменения давления в пределах 4-8 ГПа при 5 оборотах не привело к изменению формирующейся структуры. В результате РКУП при 450 ºС (=2,5 за 3 прохода) стареющего сплава Ti50,7 %Ni образуется субструктура динамического возврата. Это состояние характеризуется довольно узким интервалом формовосстановления (АН-АК=2-4С) и обеспечивает максимальную степень восстановления формы до величины наводящей деформации 7% включительно. В эквиатомном нестареющем сплаве в результате РКУП массивных образцов за 12 проходов при 500 С и за 8 проходов при 400 С образуется субмикроркристаллическая структура с довольно высокой плотностью дислокаций (109-1010 см-2). Размеры структурных элементов (зерен и субзерен) составляют 0,3-0,5 и 0,1-0,3 соответственно. Такая обработка обеспечивает функциональные свойства, сравнимые со свойствами, получаемыми в результате полигонизующего нагрева после холодной пластической деформации. 77 СТРУКТУРНЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ В НИКЕЛИДЕ ТИТАНА ПРИ СДВИГЕ ПОД ДАВЛЕНИЕМ И ПОСЛЕДУЮЩЕМ НАГРЕВЕ В.И. ЗЕЛЬДОВИЧ, Н.Ю. ФРОЛОВА, В.П. ПИЛЮГИН, В.М. ГУНДЫРЕВ Институт физики металлов УрО РАН, г. Екатеринбург Получение сверхмелкозернистой нанокристаллической структуры в материалах приводит к существенному повышению их механических свойств. Это общее правило должно относиться также к сплавам с памятью формы. Целью настоящей работы было получение и исследование нанокристаллической структуры в никелиде титана, наиболее важном сплаве с эффектами памяти формы и сверхупругости. Пластины сплава Ti – 50,5 ат.% Ni промышленного приготовления были подвергнуты закалке от 850С. Из пластин были приготовлены образцы диаметром 5 мм и толщиной 0,35 мм для деформации сдвигом под давлением. Деформацию осуществляли в наковальнях Бриджмена под давлением 8 ГПа. Степень деформации варьировали от =2,8 (1/4 оборота) до =6,5 (10 оборотов). Деформированные образцы нагревали в ампуле до все возрастающих температур 200, 250, 300 и 350С, с выдержкой 0,5 часа. Структуру образцов после деформации и после термической обработки исследовали методами просвечивающей электронной микроскопии и рентгеноструктурного анализа. После деформации со степенью =2,8 структура имеет пластинчатый вид, внутри пластин формируются нанозерна. Рефлексы на электронограммах имеют вид дуг с азимутальным размытием до 25. Закономерное расположение рефлексов свидетельствует о наличии текстуры. Частицы оксидов Ti4Ni2OX пластически не деформируются, но раскалываются. После деформации со степенью = 4,2 (1 оборот) пластинчатый вид структуры исчезает. Формируется две структурных составляющих: аморфная и нанокристаллическая. Размер кристаллов варьирует в широких пределах ; минимальный размер, оцененный по темнопольным снимкам, равен 3-4 нм. После деформации со степенью =6,5 формируется аморфная структура (см. также 1), в которой иногда видны отдельные кристаллы размером от 3 до 8 нм. На электронограммах присутствуют четыре гало, которые соответствуют отражениям (110), (112), (220) и (123) В2-фазы. Первое гало – интенсивное, два следующих – слабее, последнее еще слабее. Частицы оксидов не деформируются. После нагрева образцов, деформированных со степенью =6,5, при 300С ширина гало и рефлекса (110) на рентгенограммах заметно уменьшается. В структуре появляется много кристаллов размерами 5-10 нм. Можно считать, что возникают центры кристаллизации и уменьшаются внутренние напряжения. Дальнейший нагрев при 350С вызывает кристаллизацию и приводит к получению нанокристаллической структуры. Кольца на электронограммах состоят из большого количества острых точечных рефлексов. Кроме преобладающих рефлексов В2-фазы, присутствуют рефлексы мартенсита. Средний размер кристаллитов (зерен) составляет 70 нм, возле частиц оксидов зерна еще меньше. 1. Татьянин Е.В., Курдюмов В.Г., Федоров В.Б. ФММ. 1986. Т.62. Вып.1. с.133. 78 ЭФФЕКТЫ ВЫСОКОСКОРОСТНОЙ ДЕФОРМАЦИИ И СВЕРХГЛУБОКОКОГО ПРОНИКАНИЯ УСКОРЕННЫХ ВЗРЫВОМ ЧАСТИЦ ПОРОШКА В СТАЛИ И ЖЕЛЕЗОНИКЕЛЕВЫЕ СПЛАВЫ В.И. ЗЕЛЬДОВИЧ1, И.В. ХОМСКАЯ1, Н.Ю. ФРОЛОВА1, А.Э. ХЕЙФЕЦ1, С.М. УШЕРЕНКО2, О.А. ДЫБОВ2 Институт физики металлов УрО РАН, г. Екатеринбург НИИ импульсных процессов, г. Минск 1 2 Сверхглубоким прониканием называют внедрение порошковых частиц различной природы (металлы, окислы, карбиды и др.) в металлические преграды на расстояния, превышающие размер частиц в 100-1000 раз. Определены условия, при которых реализуется процесс сверхглубокого проникания: размер частиц -10-500 мкм, скорость частиц – 0,5-2,5 км/с, время воздействия –100-200 мкс. Разгон частиц осуществляется с помощью взрывного ускорителя. Поток частиц при соударении с преградой возбуждает в ней ударные волны. Опережающее воздействие ударных волн создает в материале мишени необходимые условия для сверхглубокого проникания небольшой доли (~1%) разогнанных частиц. Внедряясь в материал преграды, частицы формируют в нем систему прерывистых частично схлопнутых каналов, плотность которых составляет ~1,5х10 см-2, а диаметр 0,1-1,0 мкм. Металлографическим, электронно-микроскопическим, рентгеновским и локальным рентгеноспектральным методами анализа исследовали структурные изменения в сплавах Н6, 10Н6, 20Н6, 45Н24, Н32 и в стали 30 с различными исходными структурами, вызванные действием высокоскоростного (~1км/с) потока дисперсных (~60 мкм) частиц SiC и Cr. Разогнанные энергией взрыва частицы проникают в материал образцов на глубину в несколько десятков миллиметров. Структурные изменения в сплавах происходят под действием ударных волн с давлением до 8-12 ГПа во всем объеме образцов и непосредственно в каналах сверхглубокого проникания и вблизи них. Показано, что около проникающих частиц наблюдается два случая структурных изменений, соответствующих двум типам каналов сверхглубокого проникания: «мощным» каналам и каналам без значительной деформации. Вблизи мощных каналов не обнаружено следов аморфизации и дисперсных структур, соответствующих предельным степеням деформации материала преград. На упругий характер проникания по второму типу указывает отсутствие значительной деформации преграды и полное схлопывание канала. Теоретический анализ предсказывает, что действие потока микроударников (частиц порошка) может приводить к возникновению в материале преграды специфических дефектов коротко живущих, подвижных, протяженных несплошностей, по которым происходит проникание частиц. Были обнаружены особые дефекты высокоскоростной деформации. Они имели форму пластин длиной до ~ 10 мкм, толщиной менее 1 мкм. Главной особенностью всех обнаруженных пластин была их высокая травимость, обусловленная повышенной плотностью дефектов. Другая особенность заключалась в том, что пластины состояли из набора более тонких пластинок, толщиной в несколько десятков нанометров, ориентация которых зачастую отличалась от ориентации матрицы и от двойниковой. Можно предполагать, что обнаруженные пластины представляют собой или следы каналов сверхглубокого проникания, или следы транспортных путей для проникания частиц, которые могут быть созданы действием ударных волн. Работа выполнена при поддержке РФФИ (проект № 00-15-97419). 79 АКТИВАЦИЯ И ПРОЯВЛЕНИЕ ДИФФУЗИОННЫХ ПРОЦЕССОВ ПРИ ХОЛОДНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ В.М. ФАРБЕР Уральский государственный технический университет, г. Екатеринбург Большой круг косвенный данных (возникновение границ субзерен и зерен, растворение частиц, формирование новых фаз при холодной пластической деформации и др.) свидетельствует, что в ходе холодной пластической деформации (ХПД) активируются диффузионные процессы, хотя экспериментально оценить величину диффузионных потоков при низких температурах крайне сложно. Отсюда вытекает необходимость теоретического рассмотрения факторов, ответственных за активацию различных типов диффузии при ХПД. Показано, что основными факторами развития диффузионных процессов при ХПД являются: -генерация и накопление в решетке крайне большой концентрации точечных дефектов при взаимодействии и движении дислокаций; -появление градиентов химического потенциала вакансий между ступеньками на дислокациях или отдельными участками дислокационных стенок, стимулирующих трубочную диффузию; -формирование широкого спектра концентраторов напряжений – границ деформационного происхождения с различным уровнем внутренних напряжений и химических потенциалов, стимулирующих массоперенос. С этих позиций обосновано, что диффузионные процессы при ХПД имеют “силовое” происхождение и проявляются весьма своеобразно в силу низкой термической активации и огромной протяженности путей ускоренной диффузии. Это позволяет ожидать, что диффузионные процессы являются существенным фактором в движении дислокаций, моде течения, структурообразования при холодной пластической деформации, особенно, в области ее больших и сверх больших степеней. 80 КОМПОНЕНТЫ УПРОЧНЕНИЯ И ТЕРМИЧЕСКАЯ УСТОЙЧИВОСТЬ МЕДИ С УЛЬТРАМЕЛКИМ ЗЕРНОМ, ПОЛУЧЕННЫМ ДЕФОРМАЦИЕЙ КРУЧЕНИЕМ ПОД ДАВЛЕНИЕМ В.М. ФАРБЕР, О.В. СЕЛИВАНОВА Уральский государственный технический университет, г. Екатеринбург При отжиге меди, испытавшей интенсивную холодную деформацию кручением в 5 оборотов под давлением, обнаружен один максимум тепловыделения в интервале 100…180оС, который связывается с прохождением возврата в неравновесных границах зёрен, последующим внутризёренным возвратом, протекающим параллельно с постдинамической рекристаллизацией. Масштаб постдинамической рекристаллизации невелик вследствие глубокого динамического возврата и динамической рекристаллизации, а также крайне интенсивного статического возврата. Это объясняется, прежде всего, огромной концентрацией избыточных вакансий, накопленных при наклёпе, что является экспериментальным подтверждением отсутствия разогрева образцов до температур, превышающих 100 оС в ходе деформации. Металло- и рентгенографически обнаружено, что возврат и постдинамическая рекристаллизация приводят к формированию весьма однородного зерна с равновесными границами. Это придаёт мелкозернистой структуре меди повышенную термическую устойчивость: при отжиге вплоть до 250оС ( = 40 мин.) средний размер зерна dср 1 мкм. В то же время в образцах меди, испытавших холодную прокатку с = 98 %, после аналогичных режимов отжига, вызывающих первичную рекристаллизацию, dср значительно больше: 2…4 мкм и 4…8 мкм соответственно после сорокаминутного отжига при 250 и 300оС. На основе детального анализа разупрочнения и структурных превращений, протекающих при отжиге наклёпанных образцов, выделен вклад отдельных факторов, ответственных за рекордно высокую прочность (твёрдость) меди, деформированной кручением под давлением. Найдено, что при уровне твёрдости 2065 МПа доля зернограничного упрочнения составляет порядка 44 % (610 МПа), вклад дальнодействующих напряжений неравновесных границ ~ 36 % (492 МПа), а дислокационного упрочнения ~ 20 % (280 МПа) от суммарной величины деформационного упрочнения в 1382 МПа. Такая оценка показывает, что, если снять низкотемпературным отжигом (Тотж 100оС) остаточные напряжения, то в меди с ультрамелким зерном реализуется в наилучшем виде зернограничное упрочнение, уникальность которого состоит в одновременном значительном повышении прочности и пластичности. 81 ОСОБЕННОСТИ ТВЕРДОФАЗНЫХ РЕАКЦИЙ В СИСТЕМЕ Ti-Cr В ХОДЕ МЕХАНИЧЕСКОГО СПЛАВЛЕНИЯ (МС) И ПРИ НАГРЕВЕ ПОСЛЕ МС И.А. МЕДВЕДЕВА, Г.С. МИЛОВЗОРОВ, Ю.А. СКАКОВ. Московский государственный институт стали и сплавов. Методами количественного рентгенофазового анализа исследовали фазовые изменения при механическом сплавлении смесей порошков Ti и Cr в соотношениях 60ат.% Ti + 40ат. % Cr (60 /40) и 34ат.%Ti+66ат.%Cr (34/66), в результате обработки в высокоэнергетической шаровой мельнице планетарного типа продолжительностью от 10 мин. до 8 часов, а также в результате последующего отжига при температурах 600 и 7800С. 1. В ходе механохимического синтеза идут реакции растворения Сr в -Ti, а затем в твердом растворе -Ti[Cr] . Измерения периодов решетки твердых растворов -Ti[Cr] и Cr[Ti] свидетельствуют о преобладании процесса растворения Cr в Ti-фазе над процессом растворения Ti в Сr. Этот результат соответствует соотношению парциальных коэффициентов диффузии DCrTi > DTiCr , известному и для обычных условий диффузионного отжига (при 950 0С D Cr Ti / D Ti Cr 1.5, справочник Смиттлз). 2. Отмечено существенное замедление реакции растворения Сr в -Ti[Cr] в случае МС смеси 60/40 после 5-8 часов, при этом в -фазе содержится около 35ат.%Сr, а в Cr[Ti] фазе содержание Ti составляет 1ат.%. Устойчивость этого состояния при продолжении обработки позволяет его рассматривать как метастабильное (или квазистабильное) двухфазное состояние. При увеличении содержания Сr в смеси до 66ат.% МС в течение одного часа приводит к образованию твердого раствора - Ti[Cr], с содержанием Cr, совпадающим с составом исходной смеси. Продолжение обработки в шаровой мельнице приводит к образованию неоднородного твердого раствора (эффект асимметрии дифракционных линий) и, в конечном счете, (после 3-5 часов) к расслоению на две ОЦК-фазы. Поведение данной смеси, в которой особенно велико термодинамическое пересыщение хромом, наводит на мысль о спинодальном характере распада -фазы в ходе обработки (изменение знака коэффициента диффузии). 3. В условиях преимущественной диффузии Cr в Ti можно было бы ожидать образования фазы Лавеса Cr2Ti в результате реакционной диффузии в смеси с содержанием Cr > 66 ат.%. Отсутствие образования этой фазы в ходе МС в смеси 34/66 и ее образование при высокотемпературном отжиге (7800С) позволяет предполагать ограничение области температур существования фазы Лавеса и считать равновесным при низких температурах гетерогенное состояние -Ti [Cr] + Cr[Ti]. Отжиг сплава 60/40 после МС в области температур около 600 0С (1 час) приводит к частичной аморфизации -фазы. Таким образом, явление «спонтанной аморфизации» (по терминологии A.Blatter, 1988-89 гг.) надо рассматривать как процесс выделения избыточного Сr (в метастабильном равновесии) с соответствующим изменением состава остаточной (матричной) -фазы. При этом аморфную фазу выделения можно считать аморфной модификацией фазы Лавеса. Необходимость отжига при повышенных температурах (здесь 600-8000С) для процесса выделения обусловлена не только ограничением температурного интервала существования фазы выделения, но и с обеспечением подвижности вакансий, которые существенны и для процесса зарождения центров новой фазы, и для процесса роста (при различиях удельных объемов и структур фазы выделения и матрицы). Диффузионную подвижность атомов в ходе МС, по-видимому (см. тезисы доклада Ю.А.Скакова), надо связывать с генерацией межузельных атомов при обработке в шаровой мельнице. 82 КОНСТРУКЦИОННЫЕ КОМПОЗИЦИОННЫЕ МАТЕРИАЛЫНА АЛЮМИНИЕВОЙ МАТРИЦЕ, ПОЛУЧЕННЫЕ МЕТОДОМ МЕХАНИЧЕСКОГО ЛЕГИРОВАНИЯ Б.М. ФРЕЙДИН, Ю.В. КУЗЬМИЧ, В.И. СЕРБА, С.И. ВОРОНЧУК, И.Г.КОЛЕСНИКОВА, В.Т. КАЛИННИКОВ Институт химии и технологии редких элементов и минерального сырья им. И.В. Тананаева КНЦ РАН, г. Апатиты Изучен процесс получения композиционных материалов на основе алюминия методом механического легирования в высокоэнергетических размольных агрегатах. Были изготовлены образцы композитов Al-B, Al-B-Mg, Al-SiC, Al-SiC-Cu-Mg, Al-Ti-B, Al-Al2O3, Al-Sc и некоторых других. Суммарное содержание легирующих в композитах достигало 20% вес. Композиты, содержащие до 20% бора представляются нам весьма перспективными в качестве конструкционных материалов для контейнеров хранения и перевозки радиоактивных продуктов. Поглощение материалом контейнера тепловых нейтронов прямо пропорционально концентрации в нем бора, т.е. предлагаемый композит будет в 7-8 раз эффективнее традиционной бористой стали. Материалы, содержащие карбид кремния, обладают значительно большей прочностью и твердостью, чем обычные конструкционные алюминиевые сплавы. Все полученные композиты легко подвергаются обычным методам обработки порошковых материалов – экструзии, горячему прессованию и т.п. Микротвердость частиц механически легированных порошков Время легирования, ч Спл ав Al B Al B AlSiC AlSiC Область Све тл. Тем н. Све тл. Тем н. Ед. изм МП а МП а МП а МП а 25 50 75 100 125 150 200 288 288 * 252, 8 289,5 416,4 - - - - - - - 138 8 932 885 135 5 142 0 847 950 484 270 314 531 391 272 249 289 - - 596 142 0 100 7 124 7 111 4 138 8 118 8 123 7 786 *- микротвердость покрытия шара после 288 часов легирования. Микротвердость чистого алюминия 230 МПа. Рентгенографическое исследование полученных материалов показало, что в процессе механической обработки происходят значительные изменения фазового состава композита. В частности, зафиксировано образование интерметаллидов CuAl 2 и AlB. В некоторых опытах удалось наблюдать частичную аморфизацию структуры. В основном же металлографические исследования показали наличие субмикронных зерен композиционного материала. Способ защищен патентом РФ [1]. [1] Патент РФ №2113941, БИ №18 1998 г. 83 ВЛИЯНИЕ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРУКТУРУ И ФАЗОВЫЙ СОСТАВ НАНОСТРУКТУРНОГО СПЛАВА НА ОСНОВЕ АЛЮМИНИЯ М.М. МЫШЛЯЕВ1,2, А.А. МАЗИЛКИН1, М.М. КАМАЛОВ1 Институт физики твёрдого тела РАН, г. Черноголовка, Московская обл. Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН, г. Москва 1 2 Проводились исследования структуры и фазового состава сплава Al – 5.5% Mg – 2.2%Li – 0.12%Zr после воздействия интенсивной пластической деформации посредством РКУ прессования. Изучалась также их эволюция при сверхпластичном течении. Структуру сплава изучали методами просвечивающей электронной микроскопии, проводили также рентгеновский дифракционный анализ. В результате РКУ прессования в исследуемом материале была сформирована структура, характеризующаяся средним размером зерна 1–2 мкм, внутри зерен имеется развитая субструктура, наблюдаются также частицы S-фазы (Al2LiMg) и фазы (Al3Li). Выделения S-фазы располагаются как по границам зёрен, так и внутри зёрен. Выявлено, что пластическая деформация приводит к ряду структурных изменений: падает плотность дислокаций внутри зёрен, зёрна приобретают некоторую вытянутость, возрастает их средний размер. При этом не наблюдалось видимых изменений в форме, размере и объемной доле интерметаллидов. Проведен детальный анализ типа дислокационных субграниц и показано, что эти субграницы неравновесны. Выполнены in-situ эксперименты по нагреву образцов сплава. Установлено и изучено изменение размера и формы выделений S-фазы. Работа выполнена при поддержке РФФИ (проекты 01-02-16505 и 02-02-81021 Бел). 84 ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ НА ГРАНИЦАХ ЗЕРЕН И ИХ ВЛИЯНИЕ НА СВОЙСТВА МАТЕРИАЛОВ Б. Б. СТРАУМАЛ Институт физики твердого тела РАН, Черноголовка, Московская область Границы зерен существенным образом определяют свойства поликристаллов, в особенности в тех случаях, когда размер зерен лежит в интервале от нескольких микрон до нескольких нанометров, а на границах зерен оказывается от нескольких процентов до трети общего числа атомов материала. В результате целого ряда исследований, проведенных в последние годы, на объемных фазовых диаграммах начали появляться линии равновесных зернограничных фазовых переходов. При пересечении этих линий резко изменяются свойства поликристаллических (в особенности нанокристаллических) материалов, в частности, их диффузионная проницаемость, хрупкость, скорость пластической деформации и максимальное удлинение, скорость миграции границ и роста зерен, электросопротивление и т.д. Если в объеме находятся в равновесии две фазы и (твердая фаза и расплав или две твердых фазы), то граница зерен в фазе может существовать в равновесном контакте с фазой , только если энергия границы зерен ГЗ будет меньше энергии 2/ двух межфазных границ /. В целом ряде двухи многокомпонентных систем условие ГЗ < 2/ нарушается при повышении температуры (или понижении давления). Тогда при некоторой температуре Tw (или давлении Pw) происходит зернограничный фазовый переход смачивания (обволакивания). В результате, в двухфазной области объемной фазовой диаграммы появляется конода зернограничного фазового перехода смачивания (обволакивания) при Tw (или Pw). Выше Tw (или ниже Pw) энергия границы зерен ГЗ становится больше энергии двух межфазных границ 2/, и граница зерен не может более сосуществовать в равновесном контакте с фазой . Слой фазы должен заменить границу зерен. Зернограничные фазовые переходы смачивания рассматриваются на примере систем Al–Sn, Al–Ga, Al–Sn–Ga, Cu–In, Cu– Bi, Fe–Si–Zn, Mo–Ni, W–Ni, Zn–Sn и Zn–In. Зернограничные фазовые переходы обволакивания рассматриваются на примере систем Al–Zn, W–Ni, W–Cu. В ряде систем конода зернограничного фазового перехода смачивания (обволакивания) может иметь продолжение в однофазной области объемной фазовой диаграммы, где в объеме в равновесии находится только твердый раствор. Такое продолжение представляет собой линию зернограничного солидуса (сольвуса). Она начинается в точке пересечения коноды Tw с объемным солидусом (сольвусом) и заканчивается в точке плавления одного из компонентов. Между линиями зернограничного и объемного солидуса (сольвуса) на границе зерен присутствует тонкий слой зернограничной фазы, толщина которой является функцией концентрации и температуры. При пересечении линии зернограничного солидуса происходит зернограничные фазовый переход предсмачивания (предплавления). Такие переходы рассматриваются на примере систем Cu–Bi, Al–Ga, Al–Pb, Al–Mg, Al–Mg–Zn, Al–Mg–Cu, Al– Mg–Si, Fe–Si–Zn, Mo–Ni и W–Ni. Наличие прослойки зернограничной фазы приводит к повышенной диффузионной проницаемости и подвижности границ, сегрегации на границах. Представления о зернограничном солидусе позволяют объяснить феномен высокоскоростной сверхпластичности, а также явления при активированном и жидкофазном спекании. Автор благодарит РФФИ (проект 01-02-16473), Миннауки и образования ФРГ (WTZ-проект RUS 00/209) и программу сотрудничества РАН с Королевской академией наук Швеции за финансовую поддержку работы. 85 НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИЕ СПЛАВЫ NdFeB, ПОЛУЧЕННЫЕ ПРИ ЭКСТРЕМАЛЬНЫХ ВОЗДЕЙСТВИЯХ Ю.Д. ЯГОДКИН1, А.С. ЛИЛЕЕВ1, С. М. МИНАКОВА1, Д.В. ГУНДАРЕВ2, В.В. СТОЛЯРОВ2 Московский государственный институт стали и сплавов Уфимский государственный авиационный технический университет 1 2 Нанокристаллические сплавы Nd-Fe-B благодаря своим уникально высоким свойствам нашли широкое применение в качестве материалов для постоянных магнитов. В настоящее время такие сплавы обычно производятся способами спиннингования расплава и центробежным распылением. Целью настоящей работы являлось изучение возможности получения нанокристаллических сплавов Nd-Fe-B в результате экстремальных воздействий и отжига. Диски 10х0.5 мм из гомогенизированного сплава Nd11.8Fe82.3B5.9 подвергались интенсивной пластической деформации кручением (ИПДК) под давлением 5 ГПа, число оборотов пуансона составляло n=2, 5 и 8. Кроме того, порошок сплава Nd2Fe14B, а также смесь порошков Nd2Fe14B и -Fe подвергали обработке в высокоэнергетической шаровой мельнице в течение 2 ч. (в атмосфере Ar) при энергонапряженности процесса около 0.05 Вт/г. Структуру образцов исследовали методом рентгеноструктурного анализа. Количественный фазовый анализ и определение среднего размера кристаллитов, а также величины микродеформации решетки фаз проводили методом Ритвельда. Магнитные свойства измеряли на вибромагнетометрах при комнатной температуре. Показано, что гомогенизированный сплав содержал фазу Nd2Fe14B и 5 % -Fe.. ИПДК приводила к распаду фазы Nd2Fe14B на -Fe и аморфную фазу. С ростом степени деформации (числа оборотов пуансона n) распад протекал глубже. Полного распада фазы Nd2Fe14B удалось добиться только при обработке порошков в высокоэнергетической мельнице. В обоих случаях в результате обработки формировались кристаллиты с размером около 10 нм и высоким уровнем микродеформации решетки (0.2...1%). Изменение магнитных свойств после указанных воздействий обусловлено формированием в образцах нанокристаллического состояния. Отжиг деформированных образцов приводил к распаду аморфной фазы на Nd2Fe14B и -Fe. Происходил небольшой рост размера кристаллитов и резкое снижение величины микродеформации решетки. Изучено влияние кристаллизационного отжига на магнитные свойства образцов. 86 СОЕДИНЕНИЕ В ТВЕРДОМ СОСТОЯНИИ СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ Р.Я. ЛУТФУЛЛИН, О.А. КАЙБЫШЕВ, О.Р. ВАЛИАХМЕТОВ, Р.Р. МУЛЮКОВ Институт проблем сверхпластичности металлов РАН, г. Уфа На основе экспериментальных исследований показана связь между проявлением структурной сверхпластичности (СП) и повышенной свариваемостью в твердом состоянии субмикрокристаллических (СМК) титановых сплавов ВТ6 и ВТ8 промышленной композиции. Переход от крупнокристаллического состояния к субмикрокристаллическому позволяет на 200-300оС снизить температуру получения твердофазного соединения на уровне свойств основного материала. Исследована стабильность СМК состояния титановых сплавов ВТ6 и ВТ8 при деформации и отжиге в области температуры 0,4Тпл. Выявлены существенные отличия в поведении двух титановых сплавов. Соединение СМК титановых сплавов в состоянии СП можно рассматривать как способ получения крупногабаритных объемных полуфабрикатов с уникальными физическими и повышенным комплексом механических свойств, в первую очередь прочностных и усталостных, и может составить практический интерес для промышленного использования. Перспективным представляется также использование метода совмещения низкотемпературной сверхпластической формовки со сваркой давлением для получения пустотелых облегченных конструкций повышенной жесткости из титановых сплавов, преимущественно для авиакосмической промышленности. Работа выполнена при финансовой поддержке Комплексной программы РАН «Нанокристаллы и супрамолекулярные системы» (проект «Структура и свойства нанокристаллов, полученных интенсивной пластической деформацией») и Российским фондом фундаментальных исследований (проекты №00-02-17723; 02-0197924) 87 ПОЛЕВАЯ ЭМИССИЯ ИЗ НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО ВОЛЬФРАМА Р.Р. МУЛЮКОВ1, Е.А. ЛИТВИНОВ2, Ю.М. ЮМАГУЗИН3, В.А. ИВЧЕНКО2, Р.З. БАХТИЗИН, Л.Р. ЗУБАИРОВ1, Институт проблем сверхпластичности металлов РАН, г. Уфа Физический факультет башкирского университета, г. Уфа 3 Институт электрофизики УрО РАН 1 2 Особенности электронной структуры нанокристаллического (НК) вольфрама были исследованы методом полевой электронной спектроскопии. НК структура, со средним размером зерен около 100 нм, в образцах была сформирована с помощью больших пластических деформаций. Для изучения микроструктуры применяли ионную и просвечивающую электронную микроскопии. Энергетические спектры автоэлектронов измерены с помощью полевого электронного спектрометра. Энергетический спектр автоэлектронов НК образцов существенно отличается от спектра крупнозернистых образцов. Для зондируемой области, содержащей границу зерен, распределение электронов по полным энергиям имеет дополнительный максимум в низкоэнергетической области. Теоретический анализ, проведенный с помощью численного моделирования, позволяет предположить понижение работы выхода электронов для окрестности границ зерен. Работа выполнена при финансовой поддержке Комплексной программы РАН «Нанокристаллы и супрамолекулярные системы» (проект «Структура и свойства нанокристаллов, полученных интенсивной пластической деформацией») и Российским фондом фундаментальных исследований (проекты №00-02-17723; 02-0197924). 88 ВЛИЯНИЕ УСЛОВИЙ ТЕРМООБРАБОТКИ НА ЭВОЛЮЦИЮ СТРУКТУРЫ И МИКРОТВЕРДОСТЬ НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ МЕДИ А.В. ВЯЗОВОЙ, А.С. СИНЬКОВА, В.Н. ДАНИЛЕНКО, Р.Р. МУЛЮКОВ Институт проблем сверхпластичности металлов РАН, г. Уфа Представлены результаты сравнительного анализа влияния различных условий термообработки на эволюцию структуры и микротвердость нанокристаллической меди. Нанокристаллическую структуру со средним размером зерен около 100 нм формировали с помощью кручения под квазигидродинамическим давлением. Термообработку проводили двумя способами: путем последовательных отжигов с повышением температуры и путем отжигов до различных температур от интенсивно деформированного состояния. Работа выполнена при финансовой поддержке Комплексной программы РАН «Нанокристаллы и супрамолекулярные системы» (проект «Структура и свойства нанокристаллов, полученных интенсивной пластической деформацией»). 89 ПОЛЕВАЯ ЭМИССИЯ ИЗ НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО НИКЕЛЯ Л.Р. ЗУБАИРОВ1, Ю.М. ЮМАГУЗИН3, В.А. ИВЧЕНКО2, Р.Р. МУЛЮКОВ1 Институт проблем сверхпластичности металлов РАН, г. Уфа Башкирский университет, г. Уфа 3 Институт электрофизики УрО РАН 1 2 Особенности электронной структуры нанокристаллического (НК) никеля были исследованы методом полевой электронной спектроскопии. НК структура, со средним размером зерен около 100 нм, в образцах была сформирована с помощью больших пластических деформаций. Для изучения микроструктуры применяли просвечивающую электронную микроскопию. Энергетические спектры автоэлектронов измерены с помощью полевого электронного спектрометра. Энергетический спектр автоэлектронов НК образцов количественно и качественно отличается от спектра крупнозернистых образцов. Для зондируемой области, содержащей границу зерен, распределение электронов по полным энергиям имеет дополнительный максимум в низкоэнергетической области. Теоретический анализ, проведенный с помощью численного моделирования, позволяет предположить понижение работы выхода электронов для окрестности границ зерен. Работа выполнена при финансовой поддержке Комплексной программы РАН «Нанокристаллы и супрамолекулярные системы» (проект «Структура и свойства нанокристаллов, полученных интенсивной пластической деформацией») и Российским фондом фундаментальных исследований (проекты №00-02-17723; 02-0197924). 90 КИНЕТИКА ПРОЦЕССА УПОРЯДОЧЕНИЯ СПЛАВА Ni3Mn С СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУРОЙ Р.Р. МУЛЮКОВ, Х.Я. МУЛЮКОВ, И.З. ШАРИПОВ Институт проблем сверхпластичности металлов РАН, г. Уфа s , отн. един. В последнее время материалы с нанокристаллической и субмикрокристаллической (СМК) структурой привлекают повышенный интерес исследователей, что объясняется обнаружением в них физических свойств, отличающихся от соответствующих свойств их крупнокристаллических аналогов. Вместе с тем, влияние СМК структуры на различные физические процессы, происходящие в твердых телах, изучено недостаточно. В связи с этим, нами проведено исследование влияния СМК структуры на процесс упорядочения сплава Ni3Mn. Выбор данного материала обусловлен тем, что величина его намагниченности насыщения определяется степенью порядка, следовательно, при изучении кинетики его упорядочения можно пользоваться магнитным методом. Образцы с СМК структурой были получены методом интенсивной пластической деформации на наковальнях Бриджмена. Электронно-микроскопическое исследование показало, что средний размер кристаллитов в исходном состоянии равен 40 нм. На автоматических вакуумных магнитных весах записывались кривые температурной зависимости намагниченности насыщения s(Т). после выдержки образца при 740 К в течение заданного времени от 0 до 23 часов. По полученному семейству кривых s(Т) была построена зависимость s от времени отжига при фиксированной температуре. В качестве примера на рисунке приведена зависимость намагниченности насыщения s от продолжительности отжига для образцов с СМК и крупнозернистой (КЗ) структурами при температуре 570 К. Как видно из рисунка, характер 600 обеих кривых одинаков. Однако, кривая, СМК соответствующая СМК структуре, идет значительно выше кривой для КЗ состояния. 400 Поскольку величина s характеризует степень порядка этого сплава, то КЗ приведенная на рисунке зависимость отражает кинетику его упорядочения. 200 Следовательно, процесс упорядочения в образце с СМК структурой протекает быстрее. Такой эффект должен быть 0 обусловлен облегчением диффузии атомов в 0 6 12 18 24 tотж , час ультрадисперсной структуре. Увеличение коэффициента диффузии в СМК материалах было показано в работах и других авторов. Работа выполнена при финансовой поддержке Комплексной программы РАН «Нанокристаллы и супрамолекулярные системы» (проект «Структура и свойства нанокристаллов, полученных интенсивной пластической деформацией») и Российским фондом фундаментальных исследований (проекты №00-02-17723; 02-0197924). 91 ВЛИЯНИЕ СТРУКТУРНОГО СОСТОЯНИЯ ИНВАРНОГО СПЛАВА С НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУРОЙ Х.Я.МУЛЮКОВ, Р.Р. МУЛЮКОВ, И.З. ШАРИПОВ, И.Х. БИТКУЛОВ Институт проблем сверхпластичности металлов РАН, г. Уфа В последние годы интенсивно изучаются материалы с субмикрокристаллической (НК) и нанокристаллической структурой, поскольку они обнаруживают физические свойства значительно отличающиеся от свойств их крупнокристаллических аналогов. Таким образом удается выяснить влияние структурного фактора на различные свойства материалов. В связи с этим нами были проведены исследования теплового расширения и температурной зависимости намагниченности насыщения инвара Fe-67,0%, Ni-32,5%,Co-0,5% в крупнозернистом (КЗ) и НК состояниях. Как известно, инварные сплавы находят широкое применение в технике, благодаря аномально низкому коэффициенту теплового расширения. Однако, несмотря на всесторонние исследования их свойств на протяжении столетия, природа инварного эффекта до сих пор не раскрыта. НК структура формировалась методом интенсивной пластической деформации инвара на наковальнях Бриджмена. КЗ состояние получалось отжигом при 1070К в вакууме. На кривой теплового расширения выбранного инвара в КЗ состоянии в интервале температур 290 – 390К наблюдается характерный горизонтальный участок. В образце с НК структурой такой участок отсутствует и его расширение происходит по закону близкому к линейному. Температурные зависимости намагниченности насыщения НК и КЗ состояний также существенно различаются. Эта зависимость для НК состояния, записанная при нагревании, указывает на наличие в образце двух магнитных фаз с температурами превращения 420К и 830К. Для получения КЗ состояния образец был выдержан при 1070К в течение 2 часов. Температурная зависимость намагниченности насыщения для КЗ состояния идет гораздо ниже кривой для НК состояния. Ход этой зависимости свидетельствует о существовании только одной магнитной фазы с температурой Кюри 420К. Радикальная разница в ходе температурных зависимостей намагниченности насыщения НК и КЗ состояний, по-видимому, связана с фазовым превращением, происходящим в инваре. Таким образом, в процессе интенсивной пластической деформации в инваре образуется фаза, имеющая более высокую температуру магнитного превращения. Работа выполнена при финансовой поддержке Комплексной программы РАН «Нанокристаллы и супрамолекулярные системы» (проект «Структура и свойства нанокристаллов, полученных интенсивной пластической деформацией») и Российским фондом фундаментальных исследований (проекты №00-02-17723; 02-0197924) 92 МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО ТЕРБИЯ И ДИСПРОЗИЯ Х.Я МУЛЮКОВ1, И.З. ШАРИПОВ1, Г.Ф. КОРЗНИКОВА1, И.С.ТЕРЕШИНА2, С.А. НИКИТИН3 Институт проблем сверхпластичности металлов РАН, г. Уфа Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН, г. Москва 3 Московский государственный университет 1 2 Интерес, проявляемый к твердым телам с нанокристаллической (НК) структурой, обусловлен тем, что физические свойства таких материалов существенно отличаются от соответствующих свойств их крупнокристаллических аналогов. Это относится и к магнитным свойствам ферромагнетиков [1]. Особенно ярко зависимость магнитных свойств от структуры проявляется в редкоземельных (РЗ) ферромагнетиках. При этом от структуры зависят не только гистерезисные свойства, но и фундаментальные магнитные свойства. В настоящей работе приводятся результаты исследований магнитных свойств Tb и Dy. Так, например, при переходе Tb и Dy в НК состояние их коэрцитивная сила (Нс) увеличивается в тысячи раз [2]. Она для Dy достигает 200 кА/м и для Tb - 280 кА/м, хотя в крупнозернистом состоянии их Нс небольшая. Намагниченности Tb и Dy в НК состоянии, измеренные в поле 1200 kA/m, примерно в 10 раз меньше, чем в крупнозернистом. Поскольку для намагничивания Dy до насыщения необходимо поле с напряженностью порядка 40 МА/м, можно полагать, что в больших полях это соотношение будет меньше. Приведенные результаты показывают, что магнитные свойства РЗ ферромагнетиков с НК и крупнозернистой структурами радикально различаются. Известно [3], что в крупнозернистом Dy в интервале температур от 78 К до 290 К наблюдаются два магнитных фазовых перехода: при 85 К ферромагнитный (ФМ) порядок переходит в геликоидальный антиферромагнитный (ГАФМ) порядок и при 179 К ГАФМ – парамагнетизм. Результаты исследования магнитных свойств нанокристаллического Dy показывают, что в НК Dy геликоидальный антиферромагнитный порядок вовсе не реализуется, т.е. наблюдается только один магнитный фазовый переход (ферромагнетизм - парамагнитное состояние) при 135 К. Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (грант № 00-02 17723) и «Ведущая научная школа» № 00-15-99093). 1. Мулюков Х.Я. Магн. свойства магнитоупор. металлов и сплавов с НК структурой. Автореф. докт. дис. Уфа, ИПСМ РАН, 1998 2. Mulyukov Kh. Ya., Korznikova G.F., Nikitin S.A J. Appl. Phys.. , 1996, v. 79. N11, p. 8584. 3.Никитин С.А. Магнитные свойства редкоземельных металлов и их сплавов, Москва, изд-во МГУ, 248 с. 93 ТЕПЛОВОЕ РАСШИРЕНИЕ И ГИГАНТСКАЯ МАГНИТОСТРИКЦИЯ НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО ТЕРБИЯ И ДИСПРОЗИЯ И.З. ШАРИПОВ1, Х.Я МУЛЮКОВ1, И.С. ТЕРЕШИНА2, С.А. НИКИТИН3 Институт проблем сверхпластичности металлов РАН, г. Уфа Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН, г. Москва 3 Московский государственный университет 1 2 В последние годы проводятся всесторонние исследования особенностей свойств нанокристаллических материалов. В связи с этим представляют интерес изучение таких свойств как тепловое расширение и гигантская магнитострикция редкоземельных металлов. В частности, в данной работе представлены результаты по тербию и диспрозию. Измерение теплового расширения показывают, что в точках магнитных фазовых переходов наблюдаются аномалии коэффициента теплового расширения (КТР). Так в крупнокристаллическом диспрозии на графике температурной зависимости КТР наблюдается два пика при температурах 85 и 179 К, которые соответствуют переходу ферромагнетизм- геликоидальный антиферромагнетизм (ФМ – ГАФМ) и переходу ГАФМ – парамагнетизм (ПМ). В нанокристаллическом диспрозии наблюдается только один пик при температуре 130 К, значит в этом случае, происходит один переход ФМ – ПМ, минуя ГАФМ состояние. Температура перехода в ПМ состояние в нанокристаллическом диспрозии на 50 К ниже чем в крупнокристаллическом. Аналогичное снижение на 40 К температуры перехода в ПМ состояние происходит в нанокристаллическом тербии. Данные металлы обладают гигантской магнитострикцией. В нанокристаллическом состоянии она оказывается по величине меньше, чем в крупнокристаллическом в 2, 7 раза в Tb и в 1,5 раза в Dy. Характер полевых и температурных зависимостей магнитострикции показывает, что в нанокристаллическом Dy происходит переход непосредственно из ФМ состояния в ПМ. В промежуточном состоянии структуры, полученном отжигом нанокристаллического образца при 673 К в течение 30 мин, наблюдается необычная пересекающаяся петля гистерезиса магнитострикции, что, по-видимому, связано с одновременным сосуществованием ФМ и ГАФМ порядков. Таким образом, уменьшение температуры магнитных фазовых переходов и изменение их характера, наблюдаемые в нанокристаллическом Dy и Tb, свидетельствуют о том, что температурная стабильность магнитных порядков (ФМ и ГАФМ) зависит от размера кристаллитов, в которых они существуют. Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (грант № 00-02 17723) и «Ведущая научная школа» № 00-15-99093). 94 МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА И СТРУКТУРА ДЕФОРМИРОВАННОГО НЕЙЗИЛЬБЕРА, СОДЕРЖАЩЕГО СВИНЕЦ ПОСЛЕ ОТЖИГА Д.А. МИРЗАЕВ 1, И.Л. ЯКОВЛЕВА 2, ЧЖОУ ЦЗЮНЬ1, Н.И. ВИНОГРАДОВА 2 1 2 Южно-Уральский государственный университет, г. Челябинск Институт физики металлов УрО РАН, г. Екатеринбург Холодная пластическая деформация при волочении ГЦК-нейзильбера осуществляется в основном двойникованием. Двойники образуют в каждом зерне полосы деформации двух ориентировок, толщиной около 1000 нм. Измерение механических свойств при повышенных температурах для проволоки из нейзильбера, деформированной с обжатием 25% выявило аномальное снижение пластичности между 300 и 500С, которое можно рассматривать как тепловую хрупкость, вызванную расплавлением свинца в нейзильбере. При температуре 400С предел текучести и прочности различаются не более, чем на 5-7%. В условиях быстрого и неоднородного нагрева до температуры отжига и существования упругих напряжений, например, при свертывании проволоки в бунт, близость 0,2 и В может привести к разрушению проволоки, что неоднократно наблюдалось на практике. В том случае, когда механические свойства и твердость деформированных, а затем отожженных при различных температурах образцов измеряли при комнатной температуре эффект охрупчивания при 400С незаметен. Выше 300С 0,2 и В закономерно снижаются, а характеристики пластичности и растут с повышением температуры отжига, достигая максимума в районе 700С. Далее следует снижение и , очень резкое в случае отжига в вакууме и более слабое при отжиге в защитной среде. Снижение пластичности и прочности выше 700С обусловлено испарением цинка и, отчасти, ростом зерна. При отжиге на 300С литых деформированных или рекристаллизованных образцов наблюдается непрерывный рост твердости и прочности, который авторы связывают с установлением ближнего порядка. При этой же температуре наблюдается сильный эффект релаксации упругих напряжений, что также обусловлено упорядочением. Рассмотрены изменения структуры нейзильбера после отжига по сравнению с деформированным состоянием. 95 СТРУКТУРА И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА 30Х23К С НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУРОЙ Г.Ф. КОРЗНИКОВА, А.В. КОРНЕВА, А.В. КОРЗНИКОВ Институт проблем сверхпластичности металлов РАН, г. Уфа Сплав 30Х23К относится к группе магнитотвердых материалов дисперсионнотвердеющего класса. Магниты из него получают преимущественно методами литья, так как применение методов обработки давлением затруднено в связи с низкой деформационной способностью сплава, обусловленной образованием в структуре в интервале температур 700-1050С охрупчивающей интерметаллидной фазы. Вместе с тем, известно, что формирование нанокристаллической структуры в металлах и сплавах путем интенсивной пластической деформации (ИПД) открывает широкие возможности в получении материалов с необычными физико-механическими свойствами, которые могут иметь использованы на практике. В частности методами ИПД можно изменить размер и морфологию интерметаллидных фаз в промышленных сплавах и за счет этого существенно повысить их пластические характеристики. Данная работа посвящена исследованию структуры и механических свойств образцов сплава 30Х23К с различным исходным фазовым составом в различных структурных состояниях Установлено, что в крупнозернистом состоянии пластичностью обладают образцы с однофазной структурой α твердого раствора и образцы с двухфазной + структурой. Образцы сплава с + и модулированной 1+2 структурами являются хрупкими и обладают невысокими прочностными характеристиками. Показано, что ИПД методом кручения под высоким давлением проводит к формированию НК структуры в сплаве 30Х23К с размером зерен порядка 50 нм. При этом происходит повышение прочности и снижение пластичности в образцах с и + структурой и повышение прочности и пластичности в + и 1+2 состояниях. Обнаруженное повышение пластичности, по-видимому, связано с растворением при ИПД интерметаллидной -фазы и модулированной 1+2 структуры. Работа выполнена при поддержке гранта Российского фонда фундаментальных исследований (проект № 00-02-17723). 96 ОБ ОСОБЕННОСТЯХ ЗЕРНОГРАНИЧНОЙ ДИФФУЗИИ В НАНОКРИСТАЛЛАХ И СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛАХ А.А. НАЗАРОВ, Р.Р. МУЛЮКОВ Институт проблем сверхпластичности металов РАН, г. Уфа Прямые экспериментальные исследования зернограничной диффузии железа в субмикрокристаллическом палладии показали, что, во-первых, при относительно низких температурах коэффициент диффузии существенно выше, чем в границах зерен крупнокристаллического палладия, во-вторых, энергия активации диффузии значительно меньше, и, в-третьих, предварительный отжиг образцов при повышенных температурах сильно уменьшает измеренный коэффициент диффузии. Эти данные согласуются с представлением о том, что границы зерен в свежеприготовленных нанокристаллах имеют неравновесную структуру с повышенным коэффициентом диффузии, и эта структура релаксирует к равновесной при высоких температурах. Таким образом, при диффузионных экспериментах приходится иметь дело с изменяющимся во времени коэффициентом диффузии. В предположении, что в исходном, неравновесном состоянии коэффициент диффузии по границам зерен определяется соотношением Борисова Dbne Dbeq exp( E 0 / kT ) , где D beq коэффициент диффузии по равновесным E 0 избыточная энергия, приходящаяся на один атом, и избыточная релаксирует по закону E E 0 exp( t / t 0 ), где t 0 характерное границам, а энергия время зернограничного возврата, решено уравнение диффузии по границам в режиме "С". На основе этого решения проанализированы особенности диффузии в нанокристаллах, такие как зависимость коэффициента диффузии от времени предварительного и диффузионного отжига, низкое значение энергии активации диффузии, а также противоречия между имеющимися экспериментальными данными. Предсказана возможность экзотического поведения коэффициента диффузии с отрицательной энергией активации. Работа выполнена при финансовой поддержке Комплексной программы РАН "Нанокристаллы и супрамолекулярные системы" (проект "Структура и свойства нанокристаллов, полученных интенсивной пластической деформацией") и РФФИ (проект № 02-02-16083). 97 ВЛИЯНИЕ ИСХОДНОЙ СТРУКТУРЫ НА ФОРМИРОВАНИЕ СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО СОСТОЯНИЯ В НИХРОМЕ В.Н. ДАНИЛЕНКО Институт проблем сверхпластичности металлов РАН, г. Уфа Формирование нанокристаллической (НК) и субмикрокристаллической (СМК) структуры зависит от: применяемого метода (наиболее перспективным является интенсивная пластическая деформация), состава и исходной микроструктуры материала. В настоящее время влияние исходной микроструктуры наименее изучено. В работе методами просвечивающей электронной микроскопии и рентгеноструктурного анализа рассмотрено влияние исходной микроструктуры нихрома на формирование НК и СМК состояния. Для исследования были взяты следующие образцы: 1) нихром полученный открытой плавкой в горячем состоянии прокатан и подвергнут рекристаллизационному отжигу при 1323 К в течение 40 мин. 2) образец № 1 был прокатан при комнатной температуре на 70% 3) образец № 2 отожгли в соляной ванне при температуре 993 К в течение 120 мин. 4) образец № 3 отожгли при температуре 1273 К в течение 120 мин. После кручения под высоким квазигидростатическим давлением до истинных логорифмических деформаций е=6 во всех образцах была получена НК состояние с размером фрагментов 50 нм. Вероятно, именно это обстоятельство сдерживало исследования в этом направлении. Но уже рекристаллизационный отжиг при температуре 923 К в течение 10 мин. показал, что в каждом образце формируется структура с разным размером зерен, различным распределением и размером частиц вторых фаз, дефектным состоянием зерен и их границ. Используя полученные результаты, в докладе проведен анализ имеющихся литературных данных. Работа выполнена при частичной финансовой поддержке Комплексной программы РАН «Нанокристаллы и супрамолекулярные системы» (проект «Структура и свойства нанокристаллов, полученных интенсивной пластической деформацией»). 98 НЕОПТИМИЗИРОВАННАЯ ЖЕСТКАЯ ТРАНСЛЯЦИЯ ЗЕРЕН КАК ВИД НЕРАВНОВЕСНОГО СОСТОЯНИЯ ГРАНИЦ ЗЕРЕН В НАНОКРИСТАЛЛАХ Д.В. БАЧУРИН, А.А. НАЗАРОВ Институт проблем сверхпластичности металлов РАН, г. Уфа Результаты компьютерного моделирования нанокристаллов с помощью молекулярной динамики показали, что эти материалы содержат высокоэнергетические границы зерен с аморфной структурой [1]. В работе [1] это объясняется тем, что наличие геометрических ограничений, накладываемых соседними зернами, не позволяет границам зерен оптимизировать свою структуру путем жесткой трансляции зерен; в связи с этим утверждается, что аморфная структура границ зерен является термодинамически равновесной для нанокристаллов. В настоящей работе предложены два механизма релаксации границ зерен путем жесткой трансляции. Первый механизм основан на образовании стыковых дислокаций с последующей их аннигиляцией, контролируемой зернограничной диффузией. Этот механизм действует в области размеров зерен выше примерно 10 нм. При размерах зерен менее 10 нм действует второй механизм, заключающийся в следующем. Сдвиговая сила, действующая вдоль границы зерен с неоптимизированным трансляционным состоянием, вызывает напряжения сжатия и растяжения в соседних границах зерен. Эти напряжения релаксируют путем диффузионного переноса вещества из сжатых областей в области растяжения, что приводит к постепенному относительному смещению зерен к положению равновесия. Исследована кинетика релаксации границ зерен по такому механизму. Для зависимости энергии границ зерен от относительного смещения зерен из положения минимальной энергии E 2 , вытекающей из анализа данных компьютерного моделирования, получено выражение для времени релаксации: t rel kTd 2 / 10 DbVa , где d- размер зерен, Db произведение ширины границ зерен на коэффициент диффузии, Va атомный объем. В палладии при T=600 K время релаксации равно t rel 0,3 с, что на многие порядки превышает время "отжига", использованное в молекулярно-динамических расчетах [1], поэтому при указанных расчетах процесс возврата не мог быть замечен. При комнатной температуре неравновесное состояние границ зерен сохраняется практически неограниченно долго. Работа выполнена при финансовой поддержке Комплексной программы РАН "Нанокристаллы и супрамолекулярные системы" (проект "Структура и свойства нанокристаллов, полученных интенсивной пластической деформацией") и РФФИ (проект № 02-02-16083). [1] Keblinski, P., et al., Structure of grain boundaries in nanocrystalline palladium by molecular dynamics simulation, Scripta Materialia, 41, 631, 1999. 99 ВЛИЯНИЕ ПРЕДВАРИТЕЛЬНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ НА КИНЕТИКУ УПОРЯДОЧЕНИЯ И СВОЙСТВА СПЛАВА МЕДЬПАЛЛАДИЙ СО СВЕРХСТРУКТУРОЙ В2 А.Ю. ВОЛКОВ, О.В. АНТОНОВА, Ю.А. ИВОНИН Институт физики металлов УрО РАН, г. Екатеринбург В работе построены кинетические кривые прямых и обратных фазовых превращений в сплаве Cu-40Pd в различных исходных состояниях. Обнаружено, что предварительная пластическая деформация ускоряет упорядочение по сравнению с закаленным состоянием материала. Установлено, что температура максимальной скорости упорядочения в изучаемой системе увеличивается от 400оС у сплава Cu48Pd до 450oС у сплава Сu-40Pd. Также, в этом ряду резко возрастает скорость установления атомного дальнего порядка: от 1 часа у сплава Cu-48Pd до 15 сек. у сплава Cu-40Pd. Изучение кинетики фазового перехода В2А1показало, что в ряду сплавов от Cu-48Pd до Сu-40Pd наблюдается замедление скорости разупорядочения и повышение температуры начала реакции. Вследствие высокой скорости установления атомного дальнего порядка в предварительно деформированном сплаве Сu-40Pd, в нем удалось сформировать нерекристаллизованное упорядоченное состояние. На диаграммах температурного хода электросопротивления сплава в таком состоянии зафиксирован резкий скачок при 600оС, при дальнейшем повышении температуры сначала происходит замедление роста электросопротивления, после чего вновь наблюдается ускорение превращения с последующим выходом на равновесные значения. Эти результаты неплохо согласуются с ранее существовавшими предположениями о возможности нескольких последовательных реакций, осуществляющих разупорядочение в сплаве. На начальных стадиях упорядочения после предварительной пластической деформации обнаружено структурное состояние, в котором сплав Сu-40Pd имеет Sобразную температурную зависимость электросопротивления. Это связано с формированием ближнего порядка: образованием упорядоченных микродоменов в разупорядоченной матрице. Ведение в обработку сильной пластической деформации позволяет получить высокие механические свойства. В результате исследования разработан способ получения материала с аномально низким электросопротивлением в температурном интервале до 600оС, что может быть использовано на практике. Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (проект № 02-03-32150) и гранта № 69 6-го конкурса-экспертизы 1999г. научных проектов молодых ученых РАН. 100 ИССЛЕДОВАНИЕ ТЕМПЕРАТУРНОЙ ЗАВИСИМОСТИ КОЭФФИЦИЕНТА ТЕПЛОВОГО РАСШИРЕНИЯ И МИКРОСТРУКТУРЫ СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО ИНВАРНОГО СПЛАВА 36Н. И.Х. БИТКУЛОВ1, В.А. КАЗАНЦЕВ2, В.И. КОПЫЛОВ3, Р.Р. МУЛЮКОВ1 Институт проблем сверхпластичности металлов РАН, г. Уфа Институт физики металлов УрО РАН, г. Екатеринбург 3 Физико-технический институт НАНБ, г. Минск 1 2 В последние годы большой интерес исследователей в области физического материаловедения вызывают ультрамелкозернистые материалы, полученные различными способами интенсивной пластической деформации. Субмикрокристаллическая (СМК) (со средним размером зерен около 0,1 мкм) структура в инварном сплаве Fe36%Ni была сформирована с помощью больших пластических деформаций способом равноканального углового прессования. Микроструктуру образцов изучали с помощью просвечивающей электронной микроскопии. Измерения температурного коэффициента теплового расширения проводили в интервале температур от комнатной до 170 оС на дилатометре, работающем по индукционному методу. Обнаружено существенное улучшение инварных свойств сплава Fe36%Ni, заключающееся в уменьшении температурного коэффициента линейного расширения и увеличения температурного интервала инварности в результате формирования в сплаве субмикрокристаллической структуры. Работа выполнена при финансовой поддержке Комплексной программы РАН «Нанокристаллы и супрамолекулярные системы» (проект «Структура и свойства нанокристаллов, полученных интенсивной пластической деформацией») и Российским фондом фундаментальных исследований (проекты №00-02-17723; 02-0197924). 101 ВЛИЯНИЕ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ НА ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ В ИНТЕРМЕТАЛЛИДЕ TiAl О.В. АНТОНОВА, Ю.А. ИВОНИН Институт физики металлов УрО РАН, г. Екатеринбург Материалом для исследования был выбран сплав TiAl c содержанием 54 ат.% Al. Это однофазный (-фаза) поликристалл, обладающий сверхструктурой L1O., температура плавления которого 1450С. Материал был получен методом компактирования гранул размером 80-150 мкм в титановых капсулах в газостате при температуре 1200С, 6 часов. Затем проводились дополнительный отжиг при 1200С, 2часа, охлаждение с печью до 950С, выдержка 6 часов и охлаждение на воздухе. В результате такой обработки была получена гомогенизированная структура, размеры зерен которой определялись с помощью оптического микроскопа ’’Neophot’’ с програмным обеспечением. Было установлено, что в исходном состоянии наблюдается разнозернистая структура, разброс в величине зерен находится в интервале 0,1 до 200 мкм и наиболее вероятный размер зерена составляет 49мкм. Электронномикроскопические исследования сплава показали, что внутренняя структура сплава соответствует хорошо отожженному состоянию. Пластическую деформацию (ИПД) осуществляли методом сдвига под давлением в 5 и 10 ГПа.Образцы в форме дисков h=0,5 мм деформировали на 0,5, 1 , 5 и 10 оборотов. Подсчет деформации проводили по формуле: ln [(1+(r)/hk]1/2 + ln hk/ho где r-расстояние от оси вращения наковален, hk и ho- конечная и начальная толщины образца, -угол сдвига. Для оценки поведения интерметаллида в ходе ИПД проводили измерения микротвердости и исследования микроструктуры методами рентгеноструктурного анализа (на аппарате ДРОН-1 в Cu- К α1 излучении) и электронной микроскопии на просвет (JEM 200CХ). Результаты измерения микротвердости: Степень деформации() при r=2,2мм Степень деформации() при r=3,5мм Число микротвердости, МПа 0 0 3750 3,69 4,13 4960 6,30 6,8 5580 102 Рентгеноструктурные исследования показали, что профили рентгеновских пиков исходного образца соответствуют отожженному состоянию материала c L1O сверхструктурой.Общий вид дифрактограммы после ИПД существенно изменился: произошло значительное уширение рентгеновских линий, существенно понизилась их интенсивность, произошло исчезновение ряда линий при появлении новых, соответствующих соединениюTi3Al. Электронномикроскопические исследования выявили сложную картину в формировании структуры после ИПД интерметаллида TiAl. Основными элементами микроструктуры сплава после 2,53,5 являются полосы, разбитые за счет высокой плотности дислокаций на участки размером от 10 до сотен нм с разориентировкой в несколько градусов. Также наблюдали области с равноосными образованиями, похожими на зерна (10100нм), дифракция (МД) с которых соответствует -фазе, TiAl. Для сверхбольших деформаций (7) вся область образца состоит из равноосных образований со средним размером 10 нм, дающих МД характерную для мелкозернистого поликристалла. При этом здесь наблюдали также структуру, характерную для аморфного состояния. Межплоскостные расстояния , вычисленные по первым трем кольцам не принадлежат TiAl, а более подходят для неупорядоченного соединения Ti3Al. Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (проект № 02-03-32150). 103 СТРУКТУРА И СВОЙСТВА СТАЛЕЙ 09Г2С И 10Г2ФТ ПОСЛЕ НИЗКОТЕМПЕРАТУРНОЙ ИНТЕНСИВНОЙ ДЕФОРМАЦИИ С.В. ДОБАТКИН1,2, Р.З. ВАЛИЕВ3, К.И. ЯНУШКЕВИЧ4, Н.А. КРАСИЛЬНИКОВ3, В.Н. КОНЕНКОВА2 Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН, г. Москва 2 Московский государственный институт стали и сплавов 3 Институт физики перспективных материалов УГАТУ, г. Уфа 4 Институт физики твердого тела и полупроводников НАНБ, г. Минск 1 Сейчас уже достаточно надежно установлена возможность формирования ультрамелкозернистой структуры в металлических материалах в ходе низкотемпературной интенсивной пластической деформации (ИПД), вплоть до наноразмерного уровня зерна. Такая структура обусловливает проявление необычных физических и механических свойств. Целью данной работы является изучение возможности формирования нанокристаллической структуры в сталях 09Г2С и 10Г2ФТ в ходе низкотемпературной ИПД кручением под гидростатическим давлением. Образцы диаметром 0,6 мм в двух исходных состояниях: горячекатаном и закаленном, были продеформированы под давлением 6 ГПа до деформации ε = 5,9 (5 оборотов) при температурах 20,250 и 500оС. Электронномикроскопическое исследование стали 10Г2ФТ после деформации при комнатной температуре в закаленного состоянии выявило формирования ячеисто-подобной ориентированной структуры с равноосными зернами размером 65 нм внутри. С повышением температуры деформации до 500оС характер структуры не меняется, но увеличивается доля зеренной структуры и средний размер зерен-до 85 нм. По–видимому, формирование нанокристаллической структуры, в основном, идет по полосам сдвига. Средний размер зерен внутри ориентированных фрагментов после ИПД больше в случае исходного горячекатаного состояния (95нм при 20оС и 120нм при 500оС), а в стали 09Г2С размер зерен несколько меньше, чем в стали 10Г2ФТ после ИПД в обоих исходных состояниях. Рентгеноструктурный анализ выявил хорошее соответствие размеров областей когерентного рассеяния (ОКР) с размером структурных элементов, определенных электронномикроскопически после ИПД. Изучено изменение микротвердости и удельного электросопротивления при нагреве сталей 09Г2С и 10Г2ФТ после ИПД кручением. Обсуждаются возможные структурные процессы, происходящие при нагреве. Нагрев сталей на 500оС после ИПД приводит к уменшению микротвердости и формированию субмикрокристаллической структуры с размером зерна 300…500 .нм ИПД кручением в интервале температур 20..500 оС с формированием частично нанокристаллической структуры ведет к существенному упрочнению. В обеих сталях микротвердость возрастает по сравнению с исходным состоянием в 2,5…3 раза в случае исходно горячекатаного состояния и в 1,5…2 раза в случае исходно закаленного состояния. Для обеих сталей в обоих исходных состояниях значения микротвердости практически постоянны во всем интервале температур деформации 20…500 оС, но для исходно закаленного состояния они выше, что можно объяснить большей плотностью дислокаций, меньшим размером структурных элементов и возможным растворением карбидов Таким образом, при ИПД кручением в интервале температур 20…500 оС в сталях 09Г2С и 10Г2ФТ формируется только частично нанокристаллическая структура. Нагрев такой структуры на 500оС приводит к получению полностью субмикрокристаллической структуры с размером зерна 300…500нм. 104 3 СЕКЦИЯ НАНОСТРУКТУРНЫЕ ПЛЕНКИ И ПОКРЫТИЯ 105 106 ФОРМИРОВАНИЕ НАНОСТРУКТУРНЫХ МЕТАЛЛФУЛЛЕРЕНОВЫХ ПЛЁНОК П. А.ВИТЯЗЬ 1, Л. А.МАТВЕЕВА 2, Э. М.ШПИЛЕВСКИЙ .3,М. Э.ШПИЛЕВСКИЙ .3 Национальная академия наук Беларуси Институт физики полупроводников НАНУ, г. Киев 3 Белорусский государственный университет, г. Минск 1 2 Исследованы процессы зарождения и роста металл-фуллереновых плёнок. Формирование металл-фуллереновых плёнок производилось в вакууме при остаточном давлении воздуха не более 10-4 Па на подложки из стекла, кремния и NaCl. Для получения металл-фуллереновых плёнок использовались два испарителя (отдельно для металла и фуллерена C60). В качестве металлов были выбраны медь и алюминий. Технологическими параметрами являлись: 1) температура подложки; 2) температура испарителя фуллеренов; 3) температура испарителя металла; 4) расстояние между подложкой и испарителем фуллеренов; 5) расстояние между подложкой и испарителем металла. Совместная конденсация фуллеренов и атомов металла (меди или алюминия) приводит к формированию плёнок с полиморфной гетерогенностью (ГЦК—ГПУ) фуллерита. Добавление молекул C60 в металлические покрытия даже в небольших концентрациях существенно уменьшает размер структурных элементов до нанометровых, что может быть использовано для получения наноструктурных материалов. Размер структурных элементов плёнок Al-C60, Cu-C60 зависит от концентрации фуллерена в сплаве и составляет 20…80 нм при nC60/nMe = 0,01…1 (рис.). Уменьшение размеров структурных элементов с увеличением концентрации фуллерена объясняется малой подвижностью молекул C60 и ограничением ими подвижности атомов металлов. Зависимость среднего размера зёрен металл-фуллереновых плёнок от количества молекул фуллерена, приходящихся на 1 атом металла 107 ТЕРМИЧЕСКАЯ СТАБИЛЬНОСТЬ НАНОСТРУКТУРНЫХ ПЛЕНОК ТУГОПЛАВКИХ СОЕДИНЕНИЙ Р.А. АНДРИЕВСКИЙ, Г.В. КАЛИННИКОВ Институт химической физики РАН, г. Черноголовка, Московская область Термическая стабильность определяет ресурс работы многих наноструктурных материалов, поскольку условия получения последних далеки от равновесных. Пленки тугоплавких соединений (боридов, нитридов, карбидов) изготавливались методом магнетронного напы-ления с температурой подложки от комнатной до 150оС. Условия эксплуатации таких пленок в качестве износостойких покрытий инструментальных материалов и в виде барьерных слоев в узлах электроники предполагают высокие температуры до 1000оС и выше. Поэтому исследование термической стабильности этих пленок пред-ставляет и теоретический и практический интерес. Пленки TiB2-TiN и TiB2-B4C различного состава толщиной около 1 мкм исследовались методами РФА, ТЭМ, микродифракции и дюрометрии исследовались до и после вакуумного отжига (10-4 Па) при 700 и 1000оС (длительность 15 мин.). Распределение зерен по размерам строились на основании темнопольных ТЭМ изображений с использованием специальных программ. Для системы TiB2-TiN исходный однофазный и зеренный состав оказались практически неизменными в исследованных условиях отжига. Данные для системы TiB2-B4C обрабатываются. В докладе обсуждается также влияние магнитного поля при распылении на размер зерен, их распределение и поведение при отжиге. 108 НОВОЕ ПОКОЛЕНИЕ ВЫСОКОИНДУКЦИОННЫХ МАГНИТОМЯГКИХ СПЛАВОВ С НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУРОЙ ДЛЯ УСТРОЙСТВ ВЫСОКОПЛОТНОЙ МАГНИТНОЙ ЗАПИСИ. Е.Н. ШЕФТЕЛЬ,1 О.А. БАННЫХ1, А.М. ГЛЕЗЕР2 Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН, г.Москва 2 Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им.И.П. Бардина, г. Москва 1 Технический, научный и культурный прогресс человечества в настоящее время немыслим без возвозможности хранения и передачи информации с помощью магнитной записи. Повышение плотности и скорости записи - основная тенденция в развитии технологии магнитной записи. Среди решаемых в этой связи научно-технических проблем важнейшей является создание нового поколения высоко-индукционных (Bs ≈2Т) супермагнитомягких (μ50-100 МГц≈1000-5000), износостойких пленочных сплавов для магнитных головок, работающих в контакте с носителями (лента, диск), изготовленными из высококоэрцитивных материалов (Hc = 1500-2500Э). Перспективными в этой связи являются пленочные сплавы на основе железа Fe-Me-X (где Me - металлы III IV-V групп Периодической системы элементов, X- элемент из ряда C,N,O) c нанокристаллической структурой. Рассмотрены развиваемые авторами научные подходы целенаправленного выбора составов сплавов и типа структуры, обеспечивающих требуемый комплекс свойств. Рассмотрены технологические возможности получения таких материалов, возникающие при этом проблемы и пути их решения. Приведены результаты исследований влияния условий получения и режимов термической обработки на структуру и магнитные свойства пленочных сплавов системы Fe-Zr-N (совместно с специалистами из МГУ и ИПУ РАН). Рассмотрена перспектива проведения совместных исследований с белорусскими учеными из ФТИ и ИНДМАШ НАНБ. 109 ОСОБЕННОСТИ СТРУКТУРЫ И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ НАНОСТРУКТУРНЫХ ТОНКИХ ПЛЕНОК Д.В.ШТАНСКИЙ Московский государственный институт стали и сплавов Описывается современное состояние исследований в области многокомпонентных наноструктурных тонких пленок. Рассматриваются проблемы и способы их решения применительно к анализу структуры в нанометрическом масштабе, изучению физических процессов и явлений, а также измерению свойств индивидуальных наноструктур. Показано, что современная инженерия тонких пленок практически вплотную подошла к размеру индивидуальных кристаллитов в 1 нм*, что открывает широкие возможности для конструирования новых наноструктурных материалов с уникальными свойствами. Особый интерес к наноструктурным тонким пленкам связан с комплексом их уникальных характеристик: ультратвердостью, достигающей твердости природного алмаза, высокой вязкостью, высокой величиной упругого восстановления достигающей 85-90%, различными механизмами локализованной деформации. В то же время, несмотря на определенный прогресс в области конструирования наноматериалов, остаются значительные проблемы как в фундаментальном понимании поведения систем в наномасштабе, так и в количественном измерении и установлении их свойств, что сдерживает реализацию возможностей нанотехнологии тонких пленок на практике. В настоящей работе рассматриваются некоторые насущные проблемы и способы их решения применительно к разработке многокомпонентных наноструктурных тонких пленок: методы получения наноструктур, их структурно-фазовый анализ, включая изучение структуры границ раздела и дислокационной структуры, установление основных закономерностей поведения наноструктурных пленок при локализованной деформации и определение взаимосвязи структуры c физико-механическими свойствами. * D.V.Shtansky, et al.: Surface and Coatings Technology, 2001, Vol.148, No.2-3, pp. 204-213. 110 СТРУКТУРА НАНОФАЗНЫХ ПОКРЫТИЙ НА КЕРАМИЧЕСКИХ ПОРОШКАХ И МЕТАЛЛИЧЕСКИХ ПОВЕРХНОСТЯХ Л.В. СУДНИК1, Л.В. МАРКОВА1 Е.П. ПОДДЕНЕЖНЫЙ2, И.М. МЕЛЬНИЧЕНКО2, А.А ДЕШКОВСКАЯ3 Институт порошковой металлургии НАНБ, г. Минск Гомельский государственный университет им. Ф. Скорины 3 БГУИР, г. Минск 1 2 Материал исследований – порошки синтетического алмаза, электрокорунда, карбида и оксида кремния, имеющие нанофазные покрытия, толщина слоев которых составляет 6-60 нанометров, а также легированные стали с нанофазными керамическими покрытиями. Методика исследований: Образцы из порошков с нанесенными покрытиями формовали методом литья под давлением или при высоких давлениях 4-8 ГПа, температурах 500-800 С для получения изделий теоретической плотности и методом полусухого прессования и последующего спекания для получения пористых изделий. Покрытия наносятся по золь-гель технологии, обеспечивающей взаимодействие на молекулярном уровне как на порошки, так и на легированные стали. Изучение физико-химических особенностей формования гибридных золеобразующих систем, получаемых путем введения в гидролизаты тетраэтилортосиликата наполнителей в виде аэросила позволили установить ряд факторов в пользу применяемых золь-гельных покрытий для перечисленных выше порошков. Отмечено снижение температуры спекания изделий и торможение процессов графитизации алмазных зерен, возможность изготовления изделий регулируемой плотности, получение покрытий требуемой толщины на порошках на стадии подготовки шихты, что обеспечивает более равномерный гранулометрический состав исходных зерен из-за удаления чешуек с их поверхности. Структура переходной зоны показала адгезионную активность материала покрытий к матричным зернам и легированным сталям. Приводятся примеры использования импрегнированных керамических порошков для изготовления высокоплотного износостойкого инструмента и пористого абразивного, капиллярного микроинструмента для аппаратов ультразвуковой сварки, микроинструмента для установок монтажа кристаллов. Представлены данные о повышении коррозионной стойкости и износостойкости деталей из легированных сталей с нанофазным керамическим покрытием. 111 МНОГОСЛОЙНЫЕ НАНОСТРУКТУРИРОВАННЫЕ ПОКРЫТИЯ TiN/ZrN: СТРУКТУРА И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА В.М. АНИЩИК1, В.В. УГЛОВ1, С.В. ЗЛОЦКИЙ1, В.А. ЕМЕЛЬЯНОВ2, В.Н. ПОНОМАРЬ2, В.А. УХОВ2 Белгосуниверситет, г. Минск НПО «Интеграл», г. Минск 1 2 В работе обсуждается механизм формирования «сверхрешетки» в многослойных системах. Улучшенные механические свойства многослойных нитридных покрытий в сравнении с гомогенными покрытиями, сформированными на основе мононитридов переходных металлов, находят широкое практическое применение в качестве защитных износостойких покрытий. Многослойные тонкопленочные системы, формируемые путем контролируемого чередующегося осаждения двух материалов, позволяют получать наноструктурированные объекты, обладающие рядом практически важных свойств. Состав и толщина одного слоя оказывают сильное влияние на формирование многослойных объектов и приводят к проявлению в них наноструктурных эффектов. Рассмотрено влияние толщины слоя на структурные свойства многослойных покрытий TiN/ZrN (от 60 до 300 слоев) при фиксированной суммарной толщине. Многослойные системы получали методом вакуумно-дугового осаждения на стальной подложке путем попеременного напыления TiN и ZrN. Для создания системы с различной толщиной слоя варьировалось время осаждения одного слоя от 2 до 10 с. Общее время осаждения покрытия оставалось одинаковым и составляло 10 мин. Микроструктура, элементный и фазовый состав, микронапряжения покрытий изучались методами: растровой электронной микроскопии, оже электронной спектроскопии, рентгеновского микроанализа и рентгено-структурного анализа. Механические испытания проводились на нанотвердомере при нагрузке 60 мН. Установлено, что сформированные многослойные покрытия представляют собой системы, состоящие из чередующихся слоев стехиометрических нитридов титана и циркония с постоянной толщиной слоя от 10 до 50 нм с преимущественной ориентацией (111). Покрытия имеют столбчатый характер роста с поперечным размером ~ 55 нм. С уменьшением толщины слоя происходит дробление блоков мозаики (до 8 нм) и увеличение внутренних сжимающих напряжений (до 15 ГПа). Для толщины слоя 10 нм наблюдается дополнительный пик, соответствующий первому порядку дифракции на сверхрешетке. Его существование обусловлено повышенной межслоевой шероховатостью. Изменения микроструктуры с уменьшением толщины слоя и появление в структуре покрытия сверхрешетки приводить к значительным изменениям механических свойств многослойных покрытий. Эта система обладает повышенной твердостью (29 ГПа) и меньшим модулем упругости (291 ГПа) по сравнению с мононитридными покрытиями TiN (20 ГПа и 450 ГПа, соответственно). 112 ФУНКЦИОНАЛЬНЫЕ МЕТАЛЛИЧЕСКИЕ МАТЕРИАЛЫ, ПОЛУЧЕННЫЕ ЗАКАЛКОЙ ИЗ РАСПЛАВА А.М. ГЛЕЗЕР ГНЦ Центральный научно-исследовательский металлургии им. И.П.Бардина, г. Москва институт черной Проведен систематический анализ структуры и свойств нанокристаллического состояния, которое возникает как непосредственно при закалке из расплава, так и при последующей термической обработке аморфного состояния. Дана общая классификация формирующихся наноструктур, рассмотрены особенности дендритноячеистого механиз- ма кристаллизации из расплава и характеристики образующихся дефектов. Проанализирована температурно-временная стабильность нанокристаллического состояния и основные закономерности протекания фазо- вых превращений. Детально рассмотрены превращения типа порядок-беспорядок, распад пересыщенных твердых растворов и мартенситные превращения, протекающие по термоупругому и атермическому маханизму. Систематически рассмотрены функциональные свойства аморфных и нанокристаллических материалов. Приведены данные о разработке сверхвысокопрочных, коррозионностойких и технологичных аморфных сплавов, обладающих высокими магнитными характеристиками.. Сообщается о создании принципиально новых методов термической, механической и ультразвуковой обработки, ведущих к существенному повышению функциональных характеристик. Особое внимание уделено магнитным и механическим свойствам нанокристаллов типа «Файнмет», «Наноперм» и «Хитперм» Предложены новые перспективные составы и способы их обработки. Определены тенденции в расширении областей применения. 113 ТУГОПЛАВКИЕ НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИЕ ПЛЕНКИ КАРБОНИТРИДА КРЕМНИЯ, СИНТЕЗИРОВАННЫЕ С ИСПОЛЬЗОВАНИЕМ ЭЛЕМЕНТООРГАНИЧЕСКИХ СОЕДИНЕНИЙ Н.И. ФАЙНЕР, Ю.М. РУМЯНЦЕВ, М.Л. КОСИНОВА, Е.А. МАКСИМОВСКИЙ, Ф.А. КУЗНЕЦОВ Институт неорганической химии СО РАН, г. Новосибирск Пленки карбонитрида кремния SiCxNy – многообещающие материалы для высокотемпературного применения. Они обладают рядом важных свойств, таких как высокая механическая прочность, хорошее сопротивление к окислению, высокая термическая электрическая проводимость, низкое термическое расширение, высокая твердость и хорошие диэлектрические характеристики. Пленки карбонитрида кремния были синтезированы плазмохимическим осаждением из газовой фазы (RPECVD) с использованием элементоорганического соединения: гексаметилдисилазана Si2NH(CH3)6 (ГМДС) в смесях с аммиаком и гелием в температурной области 473-1173 K. Синтез пленок SiCxNy осуществлялся при низком (610 -2 Торр) общем давлении и различных соотношениях PNH3/PГМДС в газовой смеси: 0.3, 0.73 и 1.6. Физико-химические свойства полученных слоев изучались методами спектрометрии, эллипсометрии, ИК и КР-спектроскопии, рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии (РФЭС), РФА с использованием синхротронного излучения, методами электронной микроскопии высокого разрешения (SEM, HREM, SAED и EDS). Толщина пленок SiCxNy была 2000 - 30000 Å, значения показателя преломления варьировались от 1.8 до 3.2 в зависимости от температуры синтеза и отношения PNH3/PГМДС. Эти пленки прозрачны в видимой области спектра (максимальное пропускание ~80-90 % для = 600 нм). Микротвердость образца, выращенного при 773 K, равнялась 2500 кг/мм2. Увеличение соотношения PNH3/PГМДС в исходной газовой смеси увеличивало концентрацию азота в пленках от 12 до35 ат. %. На основании данных, полученных методами ИК-, КР-спектроскопии и РФЭС, установлено наличие химических связей между всеми входящими в состав карбонитрида кремния элементами: кремнием, углеродом и азотом. Изучение методами высокоразрешающей электронной микроскопии показало, что пленки состоят из нанокристаллов размером 2-3 нм, внедренных в аморфную матрицу. По данным РФА с использованием синхротронного излучения и SAED нанокристаллическая компонента представляет собой фазу псевдо - Si3N4, в узлах решетки которой возможно замещение части атомов кремния на углерод без существенного изменения параметров решетки фазы -Si3N4 из-за близости атомных радиусов углерода и кремния и одинаковой их валентности. Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (гранты № 00-03-32507, № 00-15-97448, № 02-03-06646) и проекта 6-ого конкурса-экспертизы научных проектов молодых ученых РАН (грант №181). 114 НАНОСТРУКТУРНЫЕ КОМПОЗИТЫ АМОРФНЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ В ДИЭЛЕКТРИЧЕСКОЙ МАТРИЦЕ Ю.Е. КАЛИНИН1, А.Т. ПОНОМАРЕНКО2, А.В. СИТНИКОВ1, О.В. СТОГНЕЙ1 Воронежский государственный технический университет Институт синтетических полимерных материалов им. Н.С. Ениколопова РАН, г. Москва 1 2 Гранулированные структуры, состоящие из металлических включений размером 2-10 нм в диэлектрической матрице, вызывают большой интерес вследствие необычных физических свойств, характерных для этих материалов. Это, в первую очередь, электрические, магнитные, оптические и магнитооптические свойства, к особенностям которых можно отнести гигантское магнитосопротивление (ГМС), возможность изменения удельного сопротивления в широких пределах, высокую величину магниторефрактивного эффекта и др. Эти системы обычно имеют металлический или диэлектрический тип проводимости в зависимости от концентрации металлической фазы. При низкой концентрации диэлектрика электрическая проводимость определяется величиной удельного электрического сопротивления металлической фазы и сечением проводящих каналов. В диэлектрическом режиме, когда изоляционная компонента доминирует, а металлические включения изолированы друг от друга, электрическая проводимость осуществляется носители заряда путем их прыжков по локализованным состояниям в диэлектрической матрице или в результате электронного туннелирования между металлическими включениями. Большинство работ, посвященным исследованиям структуры и физических свойств таких систем, выполнены на композитах, у которых металлические фазы представляют однокомпонентные кристаллические включения. В данной работе представлены результаты исследования структуры, электрических свойств и магнитосопротивления наноструктурных композитов металл-диэлектрик с аморфной структурой. Гранулированные аморфные нанокластеры сплавов Fe45Co45Zr10, Co41Fe39B20 и Co84Nb14Ta2, хаотично распределенные в изолирующей аморфной матрице SiO2 и Al2O3, были получены методом ионно-лучевого напыления на подложки из NaCl и ситалла. При одновременном напылении металлического сплава и диэлектрика из составной мишени с переменным расстоянием между пластинами кварца или алюмооксида в едином технологическом цикле образуется фрагментированная структура металлических аморфных сплавов в диэлектрической матрице с широким и непрерывным спектром концентраций. Исследования структуры с помощью просвечивающей электронной микроскопии показали, что размеры гранул изменяются в пределах 2 - 6 нм, причем с увеличением содержания металлической фазы и температуры подложки средний размер гранул возрастает. Следует отметить, что полученные в процессе роста пленки гранулы не абсолютно изолированы в диэлектрической матрице, а образуют небольшие конгломераты и цепочки, которые в свою очередь формируют лабиринтноподобную структуру. 115 Концентрационные зависимости удельного электрического сопротивления полученных композитов, измеренные при комнатной температуре, имеют S – образные кривые, типичные для перколяционных систем. Характерной особенностью таких систем является увеличение электрического сопротивления при термической обработке композитов, находящихся до порога протекания, и уменьшение электрического сопротивления для композитов, расположенных за порогом протекания. По точке пересечения концентрационных зависимостей электрического сопротивления композитов в исходном состоянии и после термической обработки были определены значения порога протекания для различных систем. Результаты исследований показали, что значение порога протекания не является константой и изменяется в зависимости от состава композита и условий напыления: температуры подложки, давления остаточных газов, скорости вращения подложки и др. Исследования температурных зависимостей для композитов до порога протекания и за порогом протекания отличаются. В области низких температур (78 300 К) для образцов, составы которых находятся до порога протекания, наблюдается значительное нелинейное уменьшение величины с ростом температуры. Анализ температурных зависимостей электрического сопротивления в области низких и умеренных температур позволил сделать вывод о том, что в исследуемых композитах реализуется два механизма переноса носителей заряда: туннелирование электронов между гранулами через диэлектрический барьер, и прыжковая проводимость по локализованным состояниям в аморфных полупроводниках или диэлектриках (модель Мотта). Для составов, находящихся за порогом протекания роста электросопротивления с температурой не наблюдается. Изучение полевых зависимостей электрической проводимости полученных композитов, расположенных до порога перколяции, показало, что последняя не зависит от напряженности приложенного электрического поля до значений Е = 1104 В/м. Для полей, превышающих указанное значение, зависимость проводимости от напряженности электрического поля хорошо описывается в рамках модели теории прыжковой проводимости. Из полевых зависимостей проводимости была определена относительная зависимость длины прыжка носителя заряда от температуры в диапазоне 100 – 300 К и установлено, что с понижением температуры длина прыжка увеличивается, приближаясь к среднему расстоянию между гранулами. Исследование магнитосопротивления полученных материалов показали, что все композиты, обладающие гранулированной структурой, обнаруживают гигантское магнитосопротивление (ГМС). Зависимость ГМС при комнатной температуре от состава немонотонная, с ярко выраженным максимумом, достигающим нескольких процентов в поле 11 кЭ. При понижении температуры до 77 К максимум магнитосопротивления возрастает по величине и смещается к большим концентрациям диэлектрической фазы. Максимальное значение ГМС при комнатной температуре наблюдается в композитах с концентрацией металлической фазы вблизи порога протекания. Работа частично финансировались РФФИ (Грант N 02-02-16102). 116 ПРОВОДИМОСТЬ ПЛЕНОК НАНОРАЗМЕРНЫХ СТРУКТУР «МЕТАЛЛ-ДИЭЛЕКТРИК» В СИЛЬНЫХ ЭЛЕКТРИЧЕСКИХ ПОЛЯХ М.Н. КОПЫТИН, О.В. СТОГНЕЙ, А.В. СИТНИКОВ Воронежский государственный технический университет Тонкопленочные композиты «металл-диэлектрик» были получены ионноплазменным распылением составных мишеней (Co-Fe-B)+SiO2. Они представляют собой металлические гранулы (Co-Fe-B), распределенные в матрице аморфного SiO2. В рамках одного напыления за счет неравномерного расположения навесок SiO2 на сплавной мишени (Co-Fe-B) получался спектр составов с разным соотношением между металлической и диэлектрической фазами. Измерялись вольт-амперные характеристики тонкопленочных композитов в режиме сильного электрического поля. Режим сильного электрического поля был реализован благодаря подаче напряжения перпендикулярно пленке композита. По величине прикладываемое напряжение составляло до 9 В, толщина пленок композита ~5 мкм. Напряжение Uг частотой 0,01 Гц подавалось с генератора синусоидального сигнала на последовательно соединенные образец и магазин сопротивлений. На вход X самописца подавалось суммарное напряжение с образца и магазина сопротивлений, на вход Y – напряжение с магазина сопротивлений. Для каждого измерения сопротивление магазина (Rмаг) подбиралось так, чтобы Rмаг0,1Rобр (Rобр – сопротивление образца). Таким образом, напряжение на входе X было пропорционально суммарному напряжению на образце и магазине сопротивлений, а напряжение на входе Y – току через образец. Затем полученные зависимости пересчитывались в зависимости тока от напряжения на образце (вольт-амперные характеристики) и проводимости от напряжения. Характерной особенностью является несимметричность вольт-амперных характеристик, т.е. разной полярности прикладываемого напряжения соответствуют разные значения электропроводности. При температуре 77K (при погружении образца в жидкий азот) зависимости становятся почти симметричными, при отогреве до комнатной температуры снова возникает несимметричность. При приложении напряжения более высокой частоты (500 Гц и выше до 100 кГц несимметричности вольт-амперных характеристик не наблюдалось). 117 РЕНТГЕНОГРАФИЧЕСКОЕ ИССЛЕДОВАНИЕ ЭВОЛЮЦИИ СТРУКТУРЫ В ПРОЦЕССЕ ПОЛУЧЕНИЯ И ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ МАГНИТНО-МЯГКИХ ПЛЕНОК Fe-Zr-N Е.Н. ШЕФТЕЛЬ1, А.В. ШАЛИМОВА1, Г.Ш. УСМАНОВА1, А.А. БАБАРЭКО1, Г.У. ЛУБМАН1, Г.П. ОКАТОВА2 Институт металлургии и материаловедения им. А.А.Байкова РАН, г. Москва 2 НИИ порошковой металлургии, г. Минск 1 Пленочные нанокристаллические материалы с высокими индукцией насыщения Bs (~2T) и магнитной проницаемостью (1000), сохраняющей свои значения в широком интервале частот (вплоть до 100 МГц), перспективны для практического использования в видеоголовках высокоплотной цифровой магнитной записи. Однако, задача получения декларированных свойств требует создания соответствующей стабильной структуры материала, которая должна обеспечить, во-первых, отсутствие магнитной анизотропии и, во-вторых, нулевую магнитострикцию. Такая структура должна содержать нанокристаллическую магнитную фазу Fe с размером зерна порядка 10 нм и некоторое количество аморфной фазы. Ясно, что структура пленочных материалов зависит, в первую очередь, от способа их получения, который в настоящей работе включает в себя магнетронное напыление материала на подложку, и дальнейшую термообработку полученных объектов. Целью настоящей работы было выявление общих тенденций формирования и изменения структуры пленочного магнитного сплава Fe-Zr-N в зависимости от условий получения и термообработки. Пленки получали реактивным магнетронным распылением мишени состава Fe8ат%Zr в среде Ar+15%N2 на непроводящие неподвижные и вращающиеся подложки. При напылении варьировались положение подложек относительно проекции центра зоны эрозии мишени (ПЦЗЭ)- от центра к периферии- и температуры отжига - 400, 550, 600 и 700оС выдержка 1 час. Толщина пленок составляла 1-2 мкм. Основными методами исследования были рентгеновская дифрактометрия (РД) и текстурный анализ (ТА). Условия съемок (излучение и время накопления интенсивности в точке) выбирали, сообразуясь с малой толщиной пленок. Все образцы (пленка на подложке) в исходном состоянии классифицируются как рентгеноаморфные, так как имеют галло около линии 110 -Fe и сильное уширение других линий. Однако, РД кривые образцов, близких к ПЦЗЭ, проявляют признаки острой текстуры, что подтверждается текстурными исследованиями. Периферийные образцы и образцы, полученные при вращении подложки, обладают слабой текстурой или являются бестекстурными. С увеличением температуры отжига размытость линий уменьшается, положение максимума дифракционной линии смещается в сторону линий чистого железа, что свидетельствует о снижении концентрации растворенных элементов в аморфной фазе и выделении фазы -Fe. Наибольшее отношение величин полуширины линий 110 исходного и отожженного состояния отмечено для образца, напыленного при вращении подложки. В исходно сильнотекстурованных образцах текстурная плотность увеличивается при отжиге, тогда как исходно слабо выраженная текстура при отжиге практически не изменяется. Сопоставление положения образца при напылении и измеренных магнитных свойств показали, что наилучшие магнитные свойства обнаружены у образцов, напыленных при вращении подложки, и у образцов, напыленных на неподвижные подложки и расположенных на периферии. Проведен анализ параметров тонкой структуры с использованием специального пакета компьютерных программ. Проведено разделение размытых линий и выделение линий -Fe, определен точный параметр магнитной фазы, эффективный размер её кристаллов, а также оценено отношение долей кристаллической и аморфной фаз. 118 НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИЕ ПЛЕНКИ НИТРИДА И КАРБОНИТРИДА БОРА, СИНТЕЗИРОВАННЫЕ ИЗ АЛКИЛАМИНБОРАНОВ М.Л. КОСИНОВА, Ю.М. РУМЯНЦЕВ, Н.И. ФАЙНЕР, Е.А.МАКСИМОВСКИЙ, Ф.А. КУЗНЕЦОВ Институт неорганической химии СО РАН, г. Новосибирск Особый интерес в настоящее время вызывают материалы с уникальными свойствами (алмаз, карбиды и нитриды кремния и бора), получение которых обычно связано с большими температурами и давлениями. Создание новых газофазных процессов с использованием элементоорганических соединений позволяет избежать этих трудностей. В работе осуществлен синтез новых материалов на основе карбонитридов бора за счет плазмохимического разложения элементоорганических соединений, содержащих в себе все необходимые для этого элементы (C, N, B ) – триметил- и триэтиламинбораны. Синтез проводился при пониженном давлении (10 -210-1 мм.рт.ст.) и сравнительно низкой температуре (473-973 К). Дополнительная активация молекул в газовой фазе осуществлялась плазмой ВЧ-разряда. Карбонитриды бора в этих процессах были получены в виде тонких пленок (20005000 А) на различных подложках. Эти пленки содержали В C, N в различных соотношениях в зависимости от условий синтеза. ИК-спектры показали наличие связей, отвечающие соединениям BN, B4C, BCxNy. По данным электронной микроскопии высокого разрешения и РФА с использованием синхротронного излучения структура пленок может быть аморфной, нанокристалической или содержащей нанокристаллы в аморфной матрице в зависимости от условий синтеза.. РФА спектры содержали пики, соответствующие фазам гексагонального нитрида бора, карбида бора, графита и, кроме того, в спектре имеются неизвестные интенсивные пики. Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (гранты №00-03-32493 и №00-15-97448) и проекта 6-го конкурса-экспертизы научных проектов молодых ученых РАН (грант №181). 119 ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРЫ ТОНКИХ АМОРФНЫХ ОКИСНЫХ ПЛЕНОК Л.А. АЛЕШИНА, С.В. ЛОГИНОВА Петрозаводский государственный университет Оксиды переходных металлов проявляют широкий спектр электрических, оптических и структурных свойств, широко используемых в электронной, микро- и наноэлектронной технике, оптике, металлургии. В данной работе исследовались тонкие пленки окислов иттрия, тантала, ниобия и марганца. Тонкие пленки Та2О5 и Nb2О5 были получены анодным окислением тантала и ниобия в 0.01 NH3PO4. Окисные пленки Y2O3 получены в различных условиях анодирования в электролитах на основе гидрооксида калия и пентабората аммония. И в первом, и во втором случае толщина окисла задавалась напряжением формовки [1]. Образцы двуокиси марганца были получены однократным пиролизом при температурах 3000С и 4000С. Образцы окислов тантала и ниобия рентгенографировались на дифрактометре ДРОН-3.0 на излучениях Fe, CuK. Дифракционные картины от тонких пленок иттрия и марганца регистрировались в симметричной геометрии на отражение на дифрактометре ДРОН-4.0 в автоматическом режиме. Использовались излучения Fe, Mo, Co, Ag К. Во всех исследованиях монохроматизация падающего излучения осуществлялась с помощью кристалла пиролитического графита. Использовались три подхода к интерпретации результатов эксперимента. Качественный фазовый анализ проводился путем сравнения экспериментальных рентгенограмм с теоретически рассчитанными штрихдиаграммами. Для определения характеристик ближнего порядка использовался метод Финбака. Из нормированных зависимостей интенсивности рассеяния от длины дифракционного вектора s рассчитывались функции H(s), которые являются подынтегральными для расчета кривых распределения парных функций D(r). Функция D(r) характеризует распределение электронной плотности материала [2]. Для анализа ошибок эксперимента и их влияния на ход кривой D(r) использовался метод обратного Фурье-преобразования [3]. Детально методика введения поправок в экспериментальные кривые и расчета H(s) и D(r) изложена в [4]. Координационные числа Nij из кривых распределения парных функций при заданных значениях радиусов координационных сфер rij и их дисперсий ij находились методом сингулярного разложения [5]. Значения rij и ij подбирались методом последовательных приближений таким образом, чтобы степень несовпадения экспериментальной и рассчитанной по полученному набору Nij, rij и ij кривых была не более 5% [4]. И, наконец, был использован метод полнопрофильного анализа рентгенограмм. В результате проведенных исследований определено, что ближний порядок в аморфных окисных пленках Ta2O5 и Nb2O5 можно считать подобным расположению атомов в кристаллических модификациях Ta2O5 и Nb2O5. Харатеристики 120 ближнего порядка в аморфных анодных окисных пленках Ta2O5 и Nb2O5 практически одинаковы, только в Nb2O5 несколько ниже первое координационное число. В исследованных пленочных окислах иттрия формируется неупорядоченная сетка, минимальной структурной единицей которой является координационный многогранник из семи атомов кислорода. Такой многогранник характерен для гексагонального окисла иттрия. В окрашенных тонких пленках иттрия, полученных в электрическом поле, координационный многогранник – октаэдр, характерный для кубической модификации данного окисла. Структура образцов двуокиси марганца, полученных однократным пиролизом, представляет собой смесь двух фаз: первая - -модификация двуокиси марганца с несколько увеличенными периодами элементарной ячейки (концентрация этой фазы 69%), вторая фаза состоит из искаженных октаэдров, образующих тройные ряды восьмигранников, вытянутые вдоль оси с (концентрация - 31 %). Литература: 1.Бедер Л. К., Косюк Л. М. Сб. Анодные окисные пленки. Петрозаводск. 1978. С. 24. 2.Warren B. E. X-ray diffraction. New York, 1969. P. 563. 3.Алешина Л. А., Вакулин Д. В., Никитина Е. А.// Завод. лаб. 1995. Т. 6. С. 31. 4.Алешина Л. А., Фофанов А. Д. Рентгеноструктурный анализ аморфных материалов. Петрозаводск: Изд-во Петрозаводского ун-та, 1987. 88 с. 5.Лоусон Ч., Хенсон Р. Численное решение задач методом наименьших квадратов. М.: Наука, 1986. 230 с. 121 РЕНТГЕНОФАЗОВЫЙ АНАЛИЗ ТОНКИХ НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ПЛЕНОК С ИСПОЛЬЗОВАНИЕМ СИНХРОТРОННОГО ИЗЛУЧЕНИЯ Е.А. МАКСИМОВСКИЙ, Н.И. ФАЙНЕР, М.Л. КОСИНОВА, Ю.М.РУМЯНЦЕВ, Ф.А. КУЗНЕЦОВ Институт неорганической химии СО РАН, г. Новосибирск Исследование кристаллической структуры тонких нанокристаллических пленок полупроводников и диэлектриков представляется весьма важным ввиду широкого их применения в современной технике. Известно, что современное состояние структурного анализа тонких слоев, особенно легких элементов (В, Si, С, N и др.), имеющих толщину несколько тысяч ангстрем, не имеет должного развития в мировой практике. Это связано с тем, что слабые дифракционные рефлексы по причине малых количеств вещества и слабости интенсивности излучения рентгеновской трубки обычного дифрактометра типа ДРОН-4 экспериментально регистрируются на пределе чувствительности дифрактометра. Использование синхротронного излучения для структурных исследований открывает новые возможности для изучения тонких объектов. На основе дифракции синхротронного излучения разработана методика исследования структуры и фазового состава тонких пленок, в том числе и состоящих из легких элементов, с малой массой вещества (10 -5-10-6 г, толщиной 1000-6000 А), включающая - 2- сканирование, 2-сканирование и Image Plate. Методика создана на базе излучения электрон-позитронного ускорителя на встречных пучках (ВЭПП-3) Сибирского центра синхротронного излучения (ИЯФ СО РАН) на станции «Аномальное рассеяние». Изучались как тонкие (2000-5000 Å), так и толстые (15000-30000 Å) пленки. Как правило, дифракционные спектры имеют малое количество рефлексов, часто с высокой интенсивностью и узким профилем (0.05-0.1) из-за образования в тонких пленках ориентированных кристаллов. Для увеличения числа рефлексов, дифракционные картинки записывались при разных углах поворота образца. Разработанная методика демонстрируется на примере изучения структуры и фазового состава нанокристаллических пленок смешанных сульфидов кадмия и цинка CdxZn1-xS и карбонитридов кремния SiCxNy и бора BCxNy. Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (гранты № 00-03-32507, № 00-15-97448, № 02-03-06646) и проекта 6-ого конкурса-экспертизы научных проектов молодых ученых РАН (грант №181). 122 ПОЛИМЕРНЫЕ КОМПОЗИЦИИ С АКТИВНЫМ МАГНИТОЧУВСТВИТЕЛЬНЫМ ВОЛОКНИСТЫМ НАПОЛНИТЕЛЕМ, СОДЕРЖАЩИМ ВЫСОКОДИСПЕРСНЫЕ ЧАСТИЦЫ МЕТАЛЛА А.М. САФОНОВА, Л.Е. ШПИЛЕВСКАЯ Институт общей и неорганической химии НАНБ, г. Минск В работе изучены свойства полимерных пленок, наполненных углеродными волокнами (УВ), содержащими металлы подгруппы железа. Данные металлоуглеродные волокна (Ме-УВ) получали путем карбонизации в инертной атмосфере гидратцеллюлозы, пропитанной солями металлов подгруппы железа, либо ее катионообменных производных (в солевой форме) в интервале температур термической обработки (ТТО) 100 - 1000 0С. В процессе карбонизации таких систем происходит восстановление введенных в состав волокна солей до свободных металлов с размером частиц 3-6 нм, которые затем катализируют процессы структурирования углерода при разложении полимера с образованием различных фаз упорядоченного углерода, в том числе и углеродных наноструктур. В частности, при значениях ТТО выше 700 0С образуются турбостратный углерод с d0020,344 нм и графитовые нановолокна с d0020,337 нм. Формирование структурноупорядоченных фаз углерода способствует повышению удельной электропроводности Ме-УВ (до 105 Ом-1м-1), а присутствие ферромагнитных металлов в составе Ме-УВ придает им высокую удельную намагниченность (20 - 45 Гссм3/г). Применение данных волокон для наполнения полимеров дает возможность осуществлять направленную ориентацию волокнистого наполнителя в магнитном поле непосредственно во время отливки полимерных пленок. Показано, что использование смеси углеродных волокон с магнитными (Ме-УВ) и немагнитными свойствами (УВ) для наполнения полистирола (ПС) и поливинилхлорида (ПВХ) позволяет получать полимерные пленки с анизотропной электропроводностью и намагниченностью, величины которых зависят от соотношения магнитных и немагнитных волокон в составе наполнителя, их длины и степени наполнения.. Следует отметить также, что благодаря волокнистой форме углеродного наполнителя, снижение электропроводности полимерных пленок происходит при более низких степенях наполнения. Наличие электропроводящих и магнитных свойств в одном материале представляет интерес при разработке эффективных экранов и поглотителей электромагнитных волн, для создания которых в настоящее время используют комбинацию электропроводящих и магнитных наполнителей. 123 СТРУКТУРА И СВОЙСТВА НАНОРАЗМЕРНЫХ ОКСИДНЫХ СИСТЕМ, СИНТЕЗИРОВАННЫХ ИЗ КОЛЛОИДНЫХ РАСТВОРОВ ГИДРОКСИДОВ МЕТАЛЛОВ М.И. ИВАНОВСКАЯ1, Д.А. КОТИКОВ1, Д.Р. ОРЛИК1, С.М. ИРКАЕВ2 НИИ физико-химических проблем БГУ, г. Минск Институт аналитического приборостроения РАН, г. Санкт-Петербург 1 2 Рассмотрены структурные особенности и некоторые свойства тонких и толстых пленок оксидов SnO2, In2O3, MoO3, Fe2O3 и композитов SnO2-Fe2O3, In2O3Fe2O3 и SnO2-MoO3, полученных термической дегидратацией коллоидных растворов гидроксидов металлов. Синтезированные по разработанным методикам оксиды и композиты являются наноструктурными. В области температур до 600С размер частиц продуктов не превышает 10 нм. Для оксидов с таким малым размером частиц характерны сильные наноразмерные эффекты, обусловленные не только большой поверхностью, но и особенностями структуры. Структурные особенности образцов исследованы методами РФА, ЭМ, ЭПР, РФЭС и мессбауэровской спектроскопии. Установлено, что следствием наноразмерного эффекта является появление новых оксидных фаз, не характерных для данных условий термообработки. Как правило, при 300-400С формируются высокотемпературные фазы, такие как гексагональные In2O3, MoO3. Наблюдается снижение температуры фазовых переходов In2O3 (куб.) In2O3 (гексаг.) In2O3 (монокл.). Наноразмерность продуктов обусловливает торможение процессов дегидратации и кристаллизации, высокую стабильность рентгеноаморфных фаз (Fe2O3-SnO2, Fe2O3-In2O3, MoO3-SnO2). В наноразмерных оксидных композитах наблюдается повышенная, относительно равновесной, взаимная растворимость компонентов и стабилизация неравновесных дефектов структуры различной природы, в том числе ионов металлов в необычных степенях окисления. Структурно-фазовое состояние исследованных наноразмерных систем сохраняется при температуре до 600С. Структурные перестройки и укрупнение частиц наблюдаются после прокаливания образцов при 700-800С. Наноструктурные особенности сказываются на электрофизических, магнитных и адсорбционно-каталитических свойствах оксидов и композитов. В случае магнитных материалов (Fe2O3-SnO2, Fe2O3-In2O3) при малых размерах частиц исчезают ферромагнитные свойства и появляется эффект суперпарамагнетизма, снижается коэрцитивная сила. Для нанокомпозитов характерно сильное поверхностное взаимодействие между частицами отдельных фаз, поэтому требуется меньшее значение энергии адгезии для формирования проводящего контакта (перешейка) между частицами (Fe2O3/In2O3) или обволакивания частиц одной фазы частицами другой (SnO2-Fe2O3). Наибольшее отклонение структуры и магнитных свойств от характерных для объемных фаз оксидов наблюдается в системах Fe2O3-SnO2 и Fe2O3-In2O3 при соотношении компонентов Sn:Fe и In:Fe 1:1. По данным ЭПР (рис.) и мессбауэровской спектроскопии железо в таких образцах находится в двух состояниях: в виде изолированных ионов Fe(III) в искаженном октаэдрическом 124 окружении кислорода и в виде микровключений аморфной фазы Fe2O3. Причем активной в адсорбции молекул газов (NO2, O3) является аморфная фаза Fe2O3, а не изолированные ионы Fe(III). По данным мессбауэровской спектроскопии для таких образцов SnO2-Fe2O3 и In2O3-Fe2O3 характерен эффект суперпарамагнетизма. Это явление наблюдается в случае Fe2O3 с размерами частиц 3-4 нм. По магнитным свойствам аморфные участки Fe2O3 в большей степени подобны -Fe2O3, чем -Fe2O3. В аморфной фазе Fe2O3 сохраняется координация Fe(III), характерная для оксогидроксидов и кубической структуры -Fe2O3. Тонкие пленки Fe2O3-SnO2 и Fe2O3-In2O3 успешно используются в качестве газочувствительных материалов полупроводниковых сенсоров. Регулированием структуры и дисперсности оксидных пленок можно существенным образом изменить чувствительность их электропроводности к воздействию различных газовых сред. Установлена неодинаковая газовая чувствительность к NO2 и O3 пленок Fe2O3-In2O3 со структурой твердого раствора на основе - и -модификаций Fe2O3 [1]. Показана высокая активность в адсорбции газов (C2H5OH, O3, NO2) гетероконтактов Fe2O3/In2O3, значительно превышающая активность индивидуальных оксидов. Система SnO2-MoO3 является однофазной и представляет собой твердый раствор Mo(VI) в SnO2 при содержании MoO3 до 25 % (мол.). Эта фаза характеризуется высокой дисперсностью (d=3-4 нм) и термической стабильностью до 600С (6 ч). По данным ЭПР в кристаллической решетке SnO2 молибден присутствует в двух состояниях: в виде Mo(VI) в узлах решетки и в виде Mo(V) в междоузлиях. Формирование и стабилизация центров Mo(V) в решетке SnO2 происходит при нагревании образца на воздухе в результате переноса электрона из кислородной вакансии на Mo(VI): Mo(VI)s + [e] Mo(V)I + [ ]. Тонкие пленки SnO2-MoO3 (3:1) характеризуются высокой чувствительностью к этанолу (при 300С) и отсутствием чувствительности к CO, CH4, NO2. Пленки SnO2-MoO3 с малым содержанием молибдена (1 %) обладают высокой чувствительностью к O3. Переход Mo(VI) Mo(V) в SnO2-MoO3 и в монослое MoO3 осуществляется легче, чем в объемной фазе MoO3 (не требуется структурных перестроек, меньше энергия связи Mo–O), что является важным для достижения высокой чувствительности композита к окислительно-восстановительным газам [2]. x 20 Рис. ЭПР спектры композитов на основе Fe2O3: 1. Fe2O3-In2O3 (1:1), 300 K; 2. Fe2O3-SnO2 (1:1), 300 K; 3. Fe2O3-SnO2 (1:1), 77 K. [Fe(III)O x]n Fe(III) x5 1 2 3 3' x6 80 104 128 152 176 200 B, mT 224 148 272 296 320 344 ЛИТЕРАТУРА 1. M. Ivanovskaya, D. Kotikov, G. Faglia, P. Nelli // Proc. Int. Meeting on Chemical Sensors, Boston, USA, July 7-10, 2002, P.458. 2. M. Ivanovskaya, P. Bogdanov, G. Faglia, P. Nelli, G. Sberveglieri, A. Taroni // Sensors and Actuators B 77 (2001) 268-274. Работа выполнена при финансовой поддержке программы INTAS (проект №2000-0066) 125 ЭЛЕКТРОХИМИЧЕСКИЕ ПОКРЫТИЯ СЕРЕБРА С НАПОЛНЕНИЕМ УЛЬТРАДИСПЕАСНЫМИ АЛМАЗАМИ В.М. ПОЛЕВИКОВ1, А.А. ХМЫЛЬ2 Гомельский государственный университет Белорусский государственный университет информатики, г. Минск 1 2 радиоэлектроники и Высокие требования к материалам и покрытиям электрохимического назначения стимулируют поиск новых подходов оптимизации микромеханических свойств, структуры материалов и микрогеометрии их поверхности. В работе обсуждаются особенности формирования покрытий серебра путем электрохимического осаждения при плотности тока 0,5 А/м2. При этом в осаждаемый материал вводились частицы ультрадисперсных алмазов (размер частиц 5-10 нм), а также варьировалось время осаждения и тип тока: постоянный и импульсный. Сравнительный анализ образцов методом атомно-силовой микроскопии (АСМ) показал ряд особенностей формирования покрытий наполненных ультрадисперсными алмазами (УДА). УДА модифицирование покрытий приводит к появлению более крупных кристаллических линейчатых структур серебра, представляющих «срастанием» мелких (рыхлых) структур возникающих при электрохимическом, без УДА наполнения, росте серебра, а также появление зернообразных изотропных структур с характерным размером ~ 200 нм (при увеличении времени осаждения , размер зерен увеличивается до 300-400 нм). Возникновение зеренных структур можно объяснить локальной кристаллизацией серебра, центрами которой являются частицы УДА. Данный механизм объясняет «разрастание» зерен до микрометровых размеров при увеличении толщины покрытия. Зарегистрированное группирование зеренных структур в фрактально-подобные образования с течением времени роста покрытий также характерно для кристаллографических процессов. Наблюдается тенденция более раннего образования сплошных покрытий при режиме импульсного тока, как и в случае покрытий без УДА наполнения. Исходя из критерия однородности покрытия и гладкости покрытия, можно отметить существование оптимального времени осаждения, которое составляет около 12 с при постоянном токе и 2с при импульсном. Таким образом, преимущества УДА наполнения электрохимически осажденных покрытий серебра заключаются в образовании более крупных кристаллических структур и, следовательно, более однородных покрытий, а также внесении в материал покрытия включений, препятствующих распространению пластических деформаций, что приводит к получению покрытий с микротвердостью на 20-25% выше. 126 КОМПЛЕКСНЫЙ АНАЛИЗ НАНОМАТЕРИАЛОВ МЕТОДОМ СКАНИРУЮЩЕЙ ЗОНДОВОЙ МИКРОСКОПИИ С.А. ЧИЖИК 1,2, А.А. СУСЛОВ 1, Н.К. МЫШКИН 1 Институт механики металлополимерных систем им. В.А. Белого НАНБ, г. Минск 2 Институт тепло- и массообмена им. А.В. Лыкова НАНБ, г. Минск 1 Возникновение сканирующей зондовой микроскопии (СЗМ) явилось мощным толчком к развитию нанотехнологий. Появилась возможность «видеть» нанообъекты с высоким разрешением (вплоть до атомарного), характеризовать их локальные свойства (механические, адгезионные, электрические, магнитные и др.), а также манипулировать ими. Методики СЗМ интенсивно развиваются и предоставляют новые уникальные возможности в характеризации нанокомпозитов и их компонент. В работе представлены новые подходы использования СЗМ в оценке локальных механических свойств микро- и наноразмерных объектов, которые заключаются в сочетании получения и совместного анализа изображений пространственной геометрии, карт неоднородности свойств и данных локальной статической и динамической силовой спектроскопии поверхностных слоев. Приведены примеры исследования самоорганизующихся органических пленок [1,2] и трибослоев нанометровой толщины [3], а также микробиологических объектов [4] с определением их локального модуля упругости. Показаны возможности быстрого (однопроходного) получения набора спектроскопических данных (кривые сила-расстояние и динамические параметры осцилляции зонда - расстояние) для количественной характеризации карт микромеханической неоднородности приповерхностных слоев материалов. Представлены оригинальные алгоритмы и данные приповерхностной нанотомографии неоднородных материалов, которые демонстрируют возможность развития нового приложения СЗМ в наноматериаловедении. Обсуждаются особенности создания и использования модифицированных СЗМ зондовманипуляторов на базе углеродных наноструктур (многостенные и одностенные нанотрубки, вискеры, фулерены) [5]. 1. Chizhik S.A., Huang Z., Gorbunov V.V., Myshkin N.K. and Tsukruk V.V., Micromechanical properties of elastic polymeric materials as probed by scanning force microscopy, Langmuir 14 (1998) 2606-09. 2. Tsukruk V. V., Sidorenko A., Gorbunov V. V., Chizhik S. A. Surface Nanomechanical Properties of Polymer Nanocomposite Layers // Langmuir 2001, 17, pp. 6715–6719. 3. Ahn H.-S., Chizhik S. A., Dubravin A. M., Kazachenko V. P., Popov V. V. Application of phase contrast imaging atomic force microscopy to tribofilms on DLC coatings // Wear 249 (2001) 617–625 4. Чижик С. А., Матюхина Т. Г., Ковалев А. В., Чикунов В. В., Парамонов М. В. Оценка упругих свойств высокоэластичных материалов методом атомно-силовой микроскопии // XIX Российская конференция по электронной микроскопии. Черноголовка, 2002. – С. 126. 5. Жданок С.А., Буяков И.Ф., Чернухо А.П., Крауклис А.В., Шашков А.Е., Солнцев А.П. Получение наноуглеродных наноматериалов в плазме высоковольтного разряда атмосферного давления// Фуллерены и фуллереноподобные структуры в конденсированных средах. Минск, 2002. – С. 151-152. 127 СОДЕРЖАНИЕ ПЛЕНАРНОЕ ЗАСЕДАНИЕ ................................................................................................................................................................. 3 ОБЪЕМНЫЕ НАНОМАТЕРИАЛЫ КОНСТРУКЦИОННОГО НАЗНАЧЕНИЯ Н.П. ЛЯКИШЕВ, М.И. АЛЫМОВ, С.В. ДОБАТКИН ........................................................................ 5 CОСТОЯНИЕ И ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ НАНОМАТЕРИАЛОВ И НАНОТЕХНОЛОГИЙ В БЕЛАРУСИ П.А. ВИТЯЗЬ ......................................................................................................................................... 6 СТРУКТУРА КЕРАМИЧЕСКИХ НАНОМАТЕРИАЛОВ В.Я. ШЕВЧЕНКО .................................................................................................................................. 7 ПРОИЗВОДСТВО УГЛЕРОДНЫХ НАНОТРУБОК В НЕРАВНОВЕСНЫХ УСЛОВИЯХ. С.А. ЖДАНОК ..................................................................................................................................... 10 ВЛИЯНИЕ СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУРЫ В ПОВЕРХНОСТНОМ СЛОЕ ИЛИ ОБЪЕМЕ МАТЕРИАЛА НА МЕХАНИЧЕСКОЕ ПОВЕДЕНИЕ КОНСТРУКЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ В.Е. ПАНИН, П.А. ВИТЯЗЬ, А.В. ПАНИН, В.А. КЛИМЕНОВ, Р.З. ВАЛИЕВ, В.И. КОПЫЛОВ ... ............................................................................................................................................................... 11 ПЛАЗМЕННАЯ ПОРОШКОВАЯ МЕТАЛЛУРГИЯ - ПЕРСПЕКТИВНАЯ ТЕХНОЛОГИЯ ПОЛУЧЕНИЯ НАНОМАТЕРИАЛОВ Ю.В. ЦВЕТКОВ ................................................................................................................................... 12 СЕКЦИЯ 1. ПОЛУЧЕНИЕ И ПРИМЕНЕНИЕ УЛЬТРАДИСПЕРСНЫХ ЧАСТИЦ И МАТЕРИАЛОВ НА ИХ ОСНОВЕ ............................................................................................................................................................... 13 СТРУКТУРА И СВОЙСТВА НИТРИДООКСИДНЫХ И НИТРИДОБОРИДНЫХ НАНОКОМПОЗИТОВ, СПЕЧЕННЫХ ПРИ ВЫСОКИХ ДАВЛЕНИЯХ В.С. УРБАНОВИЧ, Р.А. АНДРИЕВСКИЙ........................................................................................ 15 ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ИНДИВИДУАЛЬНЫХ НАНОЧАСТИЦ И ИХ АНСАМБЛЕЙ М.В. АСТАХОВ, А.О. РОДИН ........................................................................................................... 16 ПОЛУЧЕНИЕ ОСОБО ЧИСТЫХ УЛЬТРАДИСПЕРСНЫХ ПОРОШКОВ И НАНОРАЗМЕРНЫХ ЭПИТАКСИАЛЬНЫХ ПЛЁНОК ПРОСТЫХ И СЛОЖНЫХ ОКСИДОВ РЕДКИХ ЭЛЕМЕНТОВ IV И V ГРУПП ПЕРИОДИЧЕСКОЙ СИСТЕМЫ В.Т. КАЛИННИКОВ, Э.П. ЛОКШИН, В.И. ИВАНЕНКО, И.А. УДАЛОВА, В.Н. ЛЕБЕДЕВ, О.Г. ГРОМОВ, А.П. КУЗЬМИН, Г.Б. КУНШИНА ........................................................................... 17 ЛАЗЕРНАЯ ОБРАБОТКА ПОРОШКОВ И ПОРОШКОВЫХ МАТЕРИАЛОВ С МИКРО- И НАНОРАЗМЕРНЫМИ ЧАСТИЦАМИ Н.К. ТОЛОЧКО, М.К. АРШИНОВ, К.И. АРШИНОВ, М.Б. ИГНАТЬЕВ, В.И. ТИТОВ................ 18 128 ПЕРСПЕКТИВЫ ПРИМЕНЕНИЯ НАНОСТРУКТУРНЫХ МАТЕРИАЛОВ В ТЕХНОЛОГИЯХ СВС И ИНЖЕНЕРИИ ПОВЕРХНОСТИ Е.А. ЛЕВАШОВ.................................................................................................................................. 19 ПОЛУЧЕНИЕ МАТЕРИАЛОВ АРМИРОВАННЫХ АМОРФНЫМИ И МИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКИМИ ПОРОШКАМИ С ОСОБЫМИ ФИЗИКОМЕХАНИЧЕСКИМИ СВОЙСТВАМИ С.М. УШЕРЕНКО, В.И. ОВЧИННИКОВ, О.И. КОВАЛЬ, О.А. ДЫБОВ ....................................... 20 УЛЬТРАДИСПЕРСНЫЕ ПОРОШКИ, ПОЛУЧАЕМЫЕ В ИМПУЛЬСНОЙ ПЛАЗМЕ КОНДЕНСАТОРНОГО РАЗРЯДА (ИПКР) А.В. ЕЛЮТИН, И.В. БЛИНКОВ ........................................................................................................ 21 ПРОБЛЕМЫ АТТЕСТАЦИИ И ОСОБЕННОСТИ СТРОЕНИЯ НАНОЧАСТИЦ УЛЬТРАДИСПЕРСНЫХ ПОРОШКОВ И.П. АРСЕНТЬЕВА, Б.К. УШАКОВ, А.А. АРСЕНТЬЕВ ................................................................ 23 УГЛЕРОДНЫЕ НАНОМАТЕРИАЛЫ С ТРЕХМЕРНОЙ СТРУКТУРОЙ С.К. ГОРДЕЕВ ..................................................................................................................................... 24 РАЗВИТИЕ МЕТОДА ФГА ДЛЯ ОПРЕДЕЛЕНИЯ ФОРМ ПРИСУТСТВИЯ ГАЗООБРАЗУЮЩИХ ПРИМЕСЕЙ В НАНО - ПОРОШКОВЫХ МАТЕРИАЛАХ К.В. ГРИГОРОВИЧ, Ю.В. БЛАГОВЕЩЕНСКИЙ, Л.Ю. УЛАНСКАЯ, Е.Н. АРГУНОВА ........... 26 САМОРАСПРОСТРАНЯЮЩИЙСЯ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНЫЙ СИНТЕЗ УЛЬТРАДИСПЕРСНЫХ ПОРОШКОВ ТУГОПЛАВКИХ СОЕДИНЕНИЙ И.П. БОРОВИНСКАЯ, В.И. ВЕРШИННИКОВ, Г.Г. ХУРТИНА, Т.И. ИГНАТЬЕВА................... 28 ФАЗОВЫЕ И СТРУКТУРНЫЕ СОСТОЯНИЯ В НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ПОРОШКАХ ZrO2-Y2O3 И ZrO2-Y2O3-Al2O3, СИНТЕЗИРОВАННЫХ ПЛАЗМОХИМИЧЕСКИМ СПОСОБОМ С.Н. КУЛЬКОВ, П.В. КОРОЛЁВ ....................................................................................................... 29 КЕРАМИЧЕСКИЕ НАНОМАТЕРАЛЫ, ПОЛУЧЕННЫЕ РАЗМОЛОМ И КОНСОЛИДАЦИЕЙ В УСЛОВИЯХ ИНТЕНСИВНОГО ЭНЕРГЕТИЧЕСКОГО ВОЗДЕЙСТВИЯ А.Ф. ИЛЬЮЩЕНКО, В.В. САВИЧ, Л.П. ПИЛИНЕВИЧ, Г.А. ШЕКО, С.Г. БАРАЙ, А.А. ШЕВЧЕНОК ................................................................................................................................ 30 ХАРАКТЕРИСТИКИ ЭЛЕКТРОВЗРЫВНЫХ ПОРОШКОВ Ю.Ф. ИВАНОВ, В.С. СЕДОЙ............................................................................................................. 31 ПОЛУЧЕНИЕ ОПТИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ НА ОСНОВЕ НАНОПОРИСТЫХ КСЕРОГЕЛЕЙ Е.Н. ПОДДЕНЕЖНЫЙ, А.А. БОЙКО, А.А. АЛЕКСЕЕНКО........................................................... 32 УЛЬТРАДИСПЕРСНЫЕ КРЕМНЕЗЕМЫ В ТЕХНОЛОГИИ КВАРЦЕВОГО СТЕКЛА Е.Н. ПОДДЕНЕЖНЫЙ, А.А. БОЙКО, В.А. БОЙКО, Н.В. БОРИСЕНКО, В.М. БОГАТЫРЕВ .... 33 УЛЬТРАДИСПЕРСНОЕ ФАЗОВОЕ РАССЛОЕНИЕ В ОКСИДАХ С КОЛОССАЛЬНЫМ МАГНИТОРЕЗИСТИВНЫМ ЭФФЕКТОМ И.О. ТРОЯНЧУК, Г. ШИМЧАК ......................................................................................................... 34 129 ПЛАЗМОХИМИЧЕСКИЙ СИНТЕЗ НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ПОРОШКОВ Ю.В. БЛАГОВЕЩЕНСКИЙ ............................................................................................................... 35 ОЦЕНКА ОСЛАБЛЕНИЯ ИОНИЗИРУЮЩИХ ИЗЛУЧЕНИЙ НАНОСТРУКТУРНЫМИ МАТЕРИАЛАМИ В.А. АРТЕМЬЕВ, В.П. АЛЁХИН ....................................................................................................... 39 ПРИМЕНЕНИЕ ИМПУЛЬСНЫХ МЕТОДОВ НАГРУЖЕНИЯ В ТЕХНОЛОГИИ ОБРАБОТКИ УЛЬТРАДИСПЕРСНЫХ ПОРОШКОВ С.М. УШЕРЕНКО, В.Т. ШМУРАДКО, В.И. ОВЧИННИКОВ......................................................... 40 ОЦЕНКА ИЗМЕНЕНИЯ КРИТИЧЕСКИХ ПАРАМЕТРОВ РАЗМНОЖАЮЩЕЙ СРЕДЫ С УЛЬТРАДИСПЕРСНЫМ ЗАМЕДЛИТЕЛЕМ В.А. АРТЕМЬЕВ .................................................................................................................................. 42 СТРОЕНИЕ И БИОЛОГИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА УЛЬТРАДИСПЕРСНОГО ПОРОШКА ЖЕЛЕЗА А.А. АРСЕНТЬЕВ, И.И. БАРАНОВА, Э.Л. ДЗИДЗИГУРИ, Н.Д.ЗАХАРОВ, Г.В. ПАВЛОВ, Б.К. УШАКОВ, Г.Э. ФОЛМАНИС .................................................................................................... 43 ТРИБОТЕХНИЧЕСКИЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ СМАЗОЧНЫХ МАТЕРИАЛОВ, МОДИФИЦИРОВАННЫХ НАНОДИСПЕРСНЫМИ НАПОЛНИТЕЛЯМИ М. ЛЮТЫ, Г.А. КОСТЮКОВИЧ, В.И. КРАВЧЕНКО, В.А. СТРУК, Е.В. ОВЧИННИКОВ ......... 44 МЕХАНИЗМ ИЗНАШИВАНИЯ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ С НАНОДИСПЕРСНЫМИ НАПОЛНИТЕЛЯМИ В.А. СТРУК, Е.В. ОВЧИННИКОВ, В.В. КЛЕЦКО, Ю.А. КОЛУПАЕВ ......................................... 45 КОМПОЗИЦИОННЫЕ СТМ С НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИМИ КОМПОНЕНТАМИ И.М. СТАРЧЕНКО .............................................................................................................................. 46 НАНОСТРУКТУРИРОВАННЫЕ МАТЕРИАЛЫ ТИПА МЕТАЛЛ-ДИЭЛЕКТРИК И ПОЛУПРОВОДНИК-ДИЭЛЕКТРИК, ФОМИРУЕМЫЕ ЗОЛЬ-ГЕЛЬ МЕТОДОМ, И ИХ ОПТИЧЕСКИЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ А.А. АЛЕКСЕЕНКО, В.С. ГУРИН, К.В. ЮМАШЕВ, П.В. ПРОКОШИН, Л.В. СУДНИК............ 47 НАНОСТРУКТУРНЫЕ ВОЛОКНА НА ОСНОВЕ ТУГОПЛАВКИХ ОКСИДОВ Т.М. УЛЬЯНОВА, Л.В. ТИТОВА, Н.П. КРУТЬКО .......................................................................... 49 НАНОПОРИСТЫЙ ВОЛОКНИСТЫЙ МАТЕРИАЛ ОКСИДА АЛЮМИНИЯ ДЛЯ МЕДИЦИНЫ Т.М. УЛЬЯНОВА, Л.В. ТИТОВА ...................................................................................................... 50 ЭЛЕКТРИЧЕСКОЕ СОПРОТИВЛЕНИЕ ПРОДУКТОВ ОТЖИГА НАНОАЛМАЗОВ С РАЗЛИЧНОЙ СТЕПЕНИЮ ГРАФИТИЗАЦИИ В.Л. КУЗНЕЦОВ, Ю.В. БУТЕНКО, А.И. РОМАНЕНКО, О.Б. АНИКЕЕВА, А.В. ОКОТРУБ ..... 51 ТОПОЛОГИЯ И ЭЛЕКТРОННАЯ СТРУКТУРА УГЛЕРОДА ЛУКОВИЧНОЙ СТРУКТУРЫ И SP2/SP3 НАНОКОМОЗИТОВ ПОЛУЧЕННЫХ ПУТЕМ ОТЖИГ НАНОАЛМАЗОВ В.Л. КУЗНЕЦОВ, Ю.В. БУТЕНКО, Л.Г. БУЛУШЕВА, А.В. ОКОТРУБ........................................ 52 130 СИНТЕЗ SP2-НАНОРАЗМЕРНЫХ ФОРМ УГЛЕРОДА ПУТЕМ ТЕРМИЧЕСКОЙ ГРАФИТИЗАЦИИ АЛМАЗА В.Л. КУЗНЕЦОВ, Ю.В. БУТЕНКО .................................................................................................... 53 ИССЛЕДОВАНИЕ КИНЕТИКИ ПРОЦЕССОВ СПЕКАНИЯ ОКСИДНЫХ КЕРАМИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ, ПОЛУЧЕННЫХ ИЗ РАЗЛИЧНЫХ НАНОПОРОШКОВ Аl203 СТАТИЧЕСКИМ И ВЗРЫВНЫМ КОМПАКТИРОВАНИЕМ А.А. ШЕВЧЕНОК, И.В. ФОМИХИНА, Г.П. ОКАТОВА, А.Р. ЛУЧЕНОК .................................... 54 ПОЛУЧЕНИЕ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ НА ОСНОВЕ НАНОАЛМАЗОВ ДЕТОНАЦИОННОГО СИНТЕЗА П.А. ВИТЯЗЬ, В.Т. СЕНЮТЬ ............................................................................................................. 56 ИЗУЧЕНИЕ ФРАКЦИОННОГО СОСТАВА УГЛЕРОДНЫХ НАНОМАТЕРИАЛОВ, ПОЛУЧЕННЫХ В ПЛАЗМЕ ВЫСОКОВОЛЬТНОГО РАЗРЯДА АТМОСФЕРНОГО ДАВЛЕНИЯ С.А. ЖДАНОК, И.Ф. БУЯКОВ, А.В. КРАУКЛИС, А.П. СОЛНЦЕВ, А.Е. ШАШКОВ, А.М. САФОНОВА ............................................................................................................................... 57 СМАЗОЧНЫЕ МАТЕРИАЛЫ, СОДЕРЖАЩИЕ НАНОЧАСТИЦЫ СУЛЬФИДОВ МОЛИБДЕНА, ИХ ТРИБОЛОГИЯ И АСМ АНАЛИЗ А.Ю. СУСЛОВ, В.Н. БАКУНИН, О.П. ПАРЕНАГО, С.В. КОРОТКЕВИЧ, С.М. МАРТЫНЕНКО, А.И. ШЕЛЬМАНОВ, С.А. ЧИЖИК ................................................................................................... 58 СЕКЦИЯ 2. КОНСТРУКЦИОННЫЕ НАНО- И СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКИЕ МАТЕРИАЛЫ, ПОЛУЧЕННЫЕ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИЕЙ ............................................................................................................................................................... 59 РАЗВИТИЕ МЕТОДОВ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ ДЛЯ ПОЛУЧЕНИЯ ОБЪЕМНЫХ НАНОСТРУКТУРНЫХ МАТЕРИАЛОВ С УНИКАЛЬНЫМИ СВОЙСТВАМИ Р.З. ВАЛИЕВ ....................................................................................................................................... 61 ПРОБЛЕМЫ СТАБИЛИЗАЦИИ НАНО- И МИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУРЫ МЕДНЫХ И АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ, ПОЛУЧЕННЫХ МЕТОДОМ МНОГОЦИКЛОВОГО РКУ-ПРЕССОВАНИЯ В.И. КОПЫЛОВ, В.Н. ЧУВИЛЬДЕЕВ, А.В. НОХРИН.................................................................... 62 ЗАКОНОМЕРНОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВА ОБЪЕМНЫХ СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ МЕТАЛЛОВ И НАНОКОМПОЗИТОВ Ю.Р. КОЛОБОВ ................................................................................................................................... 63 ПОЛУЧЕНИЕ КРУПНОГАБАРИТНЫХ ПОЛУФАБРИКАТОВ С СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУРОЙ ИЗ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ МЕТОДОМ ВСЕСТОРОННЕЙ ИЗОТЕРМИЧЕСКОЙ КОВКИ Г.А. САЛИЩЕВ ................................................................................................................................... 64 О ПРИРОДЕ СВЕРХПЛАСТИЧНОГО ТЕЧЕНИЯ НАНОСТРУКТУРНЫХ СПЛАВОВ М.М. МЫШЛЯЕВ, М.М. КАМАЛОВ, А.С. МЕДВЕДЕВ ................................................................ 65 131 ВЫСОКОСКОРОСТНАЯ СВЕРХПЛАСТИЧНОСТЬ НАНО- И МИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ, ПОЛУЧЕННЫХ МЕТОДОМ МНОГОЦИКЛОВОГО РКУ-ПРЕССОВАНИЯ В.Н. ЧУВИЛЬДЕЕВ, В.И. КОПЫЛОВ ............................................................................................. 66 ОБРАЗОВАНИЕ МЕЖУЗЕЛЬНЫХ АТОМОВ ПРИ ОБРАБОТКЕ ПОРОШКОВ В ШАРОВОЙ МЕЛЬНИЦЕ, ДИФФУЗИЯ И ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ Ю.А. СКАКОВ ..................................................................................................................................... 67 НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИЕ МЕТАЛЛЫ ПОЛУЧЕННЫЕ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИЕЙ: СТРУКТУРА И СВОЙСТВА Р.Р. МУЛЮКОВ .................................................................................................................................. 68 ПОВЫШЕНИЕ ПРОЧНОСТИ СПЛАВОВ ТИТАНА МЕТОДАМИ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ А.А. ПОПОВ ........................................................................................................................................ 70 ВЛИЯНИЕ СТРУКТУРЫ, СФОРМИРОВАННОЙ ПРИ БОЛЬШОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ, НА КИНЕТИКУ ПРЕВРАЩЕНИЙ ПРИ НАГРЕВЕ М.В. ДЕГТЯРЕВ, Л.М. ВОРОНОВА, Т.И. ЧАЩУХИНА ................................................................ 71 О ВОЗМОЖНОСТЯХ ПОВЫШЕНИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ УСТОЙЧИВОСТИ УМЗ МАТЕРИАЛОВ, ПОЛУЧЕННЫХ ИПД С.В. ДОБАТКИН ................................................................................................................................. 72 ФОРМИРОВАНИЕ МИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ С ПЕРЕХОДНЫМИ МЕТАЛЛАМИ И.Г. БРОДОВА, Д.В. БАШЛЫКОВ, В.В. СТОЛЯРОВ .................................................................... 73 СТРУКТУРНЫЕ И ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В НАНОСТРУКТУРНЫХ СПЛАВАХ НА ОСНОВЕ TiNi, ПОЛУЧЕННЫХ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИЕЙ КРУЧЕНИЕМ ПОД ДАВЛЕНИЕМ В.Г. ПУШИН, В.В. СТОЛЯРОВ, Р.З. ВАЛИЕВ, Н.И. КОУРОВ, Н.Н. КУРАНОВА, Е.А. ПРОКОФЬЕВ, Л.И. ЮРЧЕНКО ................................................................................................. 74 СТРУКТУРНЫЕ И МАРТЕНСИТНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В НАНОСТРУКТУРНОМ СПЛАВЕ TiNi, ПОДВЕРГНУТОМ МНОГОКРАТНОМУ РАВНОКАНАЛЬНОМУ УГЛОВОМУ ПРЕССОВАНИЮ В.Г. ПУШИН, В.В. СТОЛЯРОВ, Р.З. ВАЛИЕВ, Э.З. ВАЛИЕВ, Н.И. КОУРОВ, Н.Н. КУРАНОВА, Е.А. ПРОКОФЬЕВ, Л.И. ЮРЧЕНКО ................................................................ 75 ВЫСОКОПРОЧНЫЕ СПЛАВЫ НА ОСНОВЕ НИКЕЛИДА ТИТАНА С ЭПФ, СИНТЕЗИРОВАННЫЕ СВЕРХБЫСТРОЙ ЗАКАЛКОЙ РАСПЛАВА В.Г. ПУШИН, Т.Э. КУНЦЕВИЧ, Н.Н. КУРАНОВА, Л.И. ЮРЧЕНКО, Н.М. МАТВЕЕВА.......... 76 СТРУКТУРА И СВОЙСТВА СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ Ti-Ni, ПОДВЕРГНУТЫХ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ С.Д. ПРОКОШКИН, С.В. ДОБАТКИН, В.В. СТОЛЯРОВ, И.Ю. ХМЕЛЕВСКАЯ, И.Б. ТРУБИЦЫНА, Е.А. ПРОКОФЬЕВ............................................................................................. 77 СТРУКТУРНЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ В НИКЕЛИДЕ ТИТАНА ПРИ СДВИГЕ ПОД ДАВЛЕНИЕМ И ПОСЛЕДУЮЩЕМ НАГРЕВЕ В.И. ЗЕЛЬДОВИЧ, Н.Ю. ФРОЛОВА, В.П. ПИЛЮГИН, В.М. ГУНДЫРЕВ .................................. 78 132 ЭФФЕКТЫ ВЫСОКОСКОРОСТНОЙ ДЕФОРМАЦИИ И СВЕРХГЛУБОКОКОГО ПРОНИКАНИЯ УСКОРЕННЫХ ВЗРЫВОМ ЧАСТИЦ ПОРОШКА В СТАЛИ И ЖЕЛЕЗОНИКЕЛЕВЫЕ СПЛАВЫ В.И. ЗЕЛЬДОВИЧ, И.В. ХОМСКАЯ, Н.Ю. ФРОЛОВА, А.Э. ХЕЙФЕЦ, С.М. УШЕРЕНКО, О.А. ДЫБОВ ........................................................................................................................................ 79 АКТИВАЦИЯ И ПРОЯВЛЕНИЕ ДИФФУЗИОННЫХ ПРОЦЕССОВ ПРИ ХОЛОДНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ В.М. ФАРБЕР ....................................................................................................................................... 80 КОМПОНЕНТЫ УПРОЧНЕНИЯ И ТЕРМИЧЕСКАЯ УСТОЙЧИВОСТЬ МЕДИ С УЛЬТРАМЕЛКИМ ЗЕРНОМ, ПОЛУЧЕННЫМ ДЕФОРМАЦИЕЙ КРУЧЕНИЕМ ПОД ДАВЛЕНИЕМ В.М. ФАРБЕР, О.В. СЕЛИВАНОВА ................................................................................................. 81 ОСОБЕННОСТИ ТВЕРДОФАЗНЫХ РЕАКЦИЙ В СИСТЕМЕ TI-CR ХОДЕ МЕХАНИЧЕСКОГО СПЛАВЛЕНИЯ (МС) И ПРИ НАГРЕВЕ ПОСЛЕ МС И.А. МЕДВЕДЕВА, Г.С. МИЛОВЗОРОВ, Ю.А. СКАКОВ. ............................................................ 82 КОНСТРУКЦИОННЫЕ КОМПОЗИЦИОННЫЕ МАТЕРИАЛЫ НА АЛЮМИНИЕВОЙ МАТРИЦЕ, ПОЛУЧЕННЫЕ МЕТОДОМ МЕХАНИЧЕСКОГО ЛЕГИРОВАНИЯ Б.М. ФРЕЙДИН, Ю.В. КУЗЬМИЧ, В.И. СЕРБА, С.И. ВОРОНЧУК, И.Г. КОЛЕСНИКОВА, В.Т. КАЛИННИКОВ ........................................................................................................................... 83 ВЛИЯНИЕ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРУКТУРУ И ФАЗОВЫЙ СОСТАВ НАНОСТРУКТУРНОГО СПЛАВА НА ОСНОВЕ АЛЮМИНИЯ М.М. МЫШЛЯЕВ, А.А. МАЗИЛКИН, М.М. КАМАЛОВ ............................................................... 84 ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ НА ГРАНИЦАХ ЗЕРЕН И ИХ ВЛИЯНИЕ НА СВОЙСТВА МАТЕРИАЛОВ Б.Б. СТРАУМАЛ ................................................................................................................................. 85 НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИЕ СПЛАВЫ NDFEB, ПОЛУЧЕННЫЕ ПРИ ЭКСТРЕМАЛЬНЫХ ВОЗДЕЙСТВИЯХ Ю.Д. ЯГОДКИН, А.С. ЛИЛЕЕВ, С.М. МИНАКОВА, Д.В. ГУНДАРЕВ, В.В. СТОЛЯРОВ ......... 86 СОЕДИНЕНИЕ В ТВЕРДОМ СОСТОЯНИИ СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ Р.Я. ЛУТФУЛЛИН, О.А. КАЙБЫШЕВ, О.Р. ВАЛИАХМЕТОВ, Р.Р.МУЛЮКОВ ....................... 87 ПОЛЕВАЯ ЭМИССИЯ ИЗ НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО ВОЛЬФРАМА Р.Р. МУЛЮКОВ, Е.А. ЛИТВИНОВ, Ю.М. ЮМАГУЗИН, В.А. ИВЧЕНКО, Р.З. БАХТИЗИН, Л.Р. ЗУБАИРОВ, .................................................................................................... 88 ВЛИЯНИЕ УСЛОВИЙ ТЕРМООБРАБОТКИ НА ЭВОЛЮЦИЮ СТРУКТУРЫ И МИКРОТВЕРДОСТЬ НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ МЕДИ А.В. ВЯЗОВОЙ, А.С. СИНЬКОВА, В.Н. ДАНИЛЕНКО, Р.Р. МУЛЮКОВ ................................... 89 ПОЛЕВАЯ ЭМИССИЯ ИЗ НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО НИКЕЛЯ Л.Р. ЗУБАИРОВ, Ю.М. ЮМАГУЗИН, В.А. ИВЧЕНКО, Р.Р. МУЛЮКОВ .................................... 90 133 КИНЕТИКА ПРОЦЕССА УПОРЯДОЧЕНИЯ СПЛАВА NI3MN С СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУРОЙ Р.Р. МУЛЮКОВ, Х.Я. МУЛЮКОВ, И.З. ШАРИПОВ ..................................................................... 91 ВЛИЯНИЕ СТРУКТУРНОГО СОСТОЯНИЯ ИНВАРНОГО СПЛАВА С НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУРОЙ Х.Я.МУЛЮКОВ, Р.Р. МУЛЮКОВ, И.З. ШАРИПОВ, И.Х. БИТКУЛОВ....................................... 92 МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО ТЕРБИЯ И ДИСПРОЗИЯ Х.Я МУЛЮКОВ, И.З. ШАРИПОВ, Г.Ф. КОРЗНИКОВА, И.С.ТЕРЕШИНА, С.А. НИКИТИН .................................................................................................................................. 93 ТЕПЛОВОЕ РАСШИРЕНИЕ И ГИГАНТСКАЯ МАГНИТОСТРИКЦИЯ НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО ТЕРБИЯ И ДИСПРОЗИЯ И.З. ШАРИПОВ, Х.Я МУЛЮКОВ, И.С. ТЕРЕШИНА, С.А. НИКИТИН ....................................... 94 МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА И СТРУКТУРА ДЕФОРМИРОВАННОГО НЕЙЗИЛЬБЕРА, СОДЕРЖАЩЕГО СВИНЕЦ ПОСЛЕ ОТЖИГА Д.А. МИРЗАЕВ, И.Л. ЯКОВЛЕВА, ЧЖОУ ЦЗЮНЬ, Н.И. ВИНОГРАДОВА......................................................................................................................... 95 СТРУКТУРА И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА 30Х23К С НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУРОЙ Г.Ф. КОРЗНИКОВА, А.В. КОРНЕВА, А.В. КОРЗНИКОВ .............................................................. 96 ОБ ОСОБЕННОСТЯХ ЗЕРНОГРАНИЧНОЙ ДИФФУЗИИ В НАНОКРИСТАЛЛАХ И СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛАХ А.А. НАЗАРОВ, Р.Р. МУЛЮКОВ...................................................................................................... 97 ВЛИЯНИЕ ИСХОДНОЙ СТРУКТУРЫ НА ФОРМИРОВАНИЕ СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО СОСТОЯНИЯ В НИХРОМЕ В.Н. ДАНИЛЕНКО .............................................................................................................................. 98 НЕОПТИМИЗИРОВАННАЯ ЖЕСТКАЯ ТРАНСЛЯЦИЯ ЗЕРЕН КАК ВИД НЕРАВНОВЕСНОГО СОСТОЯНИЯ ГРАНИЦ ЗЕРЕН В НАНОКРИСТАЛЛАХ Д.В. БАЧУРИН, А.А. НАЗАРОВ........................................................................................................ 99 ВЛИЯНИЕ ПРЕДВАРИТЕЛЬНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ НА КИНЕТИКУ УПОРЯДОЧЕНИЯ И СВОЙСТВА СПЛАВА МЕДЬ-ПАЛЛАДИЙ СО СВЕРХСТРУКТУРОЙ В2 А.Ю. ВОЛКОВ, О.В. АНТОНОВА, Ю.А. ИВОНИН ...................................................................... 100 ИССЛЕДОВАНИЕ ТЕМПЕРАТУРНОЙ ЗАВИСИМОСТИ КОЭФФИЦИЕНТА ТЕПЛОВОГО РАСШИРЕНИЯ И МИКРОСТРУКТУРЫ СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО ИНВАРНОГО СПЛАВА 36Н И.Х. БИТКУЛОВ, В.А. КАЗАНЦЕВ, В.И. КОПЫЛОВ, Р.Р. МУЛЮКОВ ................................... 101 ВЛИЯНИЕ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ НА ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ В ИНТЕРМЕТАЛЛИДЕ TiAl О.В. АНТОНОВА, Ю.А. ИВОНИН .................................................................................................. 102 134 СЕКЦИЯ 3. НАНОСТРУКТУРНЫЕ ПЛЕНКИ И ПОКРЫТИЯ ............................................................................................................................................................. 105 ФОРМИРОВАНИЕ НАНОСТРУКТУРНЫХ МЕТАЛЛ-ФУЛЛЕРЕНОВЫХ ПЛЁНОК П.А. ВИТЯЗЬ, Л. А.МАТВЕЕВА, Э.М. ШПИЛЕВСКИЙ, М.Э. ШПИЛЕВСКИЙ ....................................................................................................................... 107 ТЕРМИЧЕСКАЯ СТАБИЛЬНОСТЬ НАНОСТРУКТУРНЫХ ПЛЕНОК ТУГОПЛАВКИХ СОЕДИНЕНИЙ Р.А. АНДРИЕВСКИЙ, Г.В. КАЛИННИКОВ .................................................................................. 108 НОВОЕ ПОКОЛЕНИЕ ВЫСОКОИНДУКЦИОННЫХ МАГНИТО-МЯГКИХ СПЛАВОВ С НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУРОЙ ДЛЯ УСТРОЙСТВ ВЫСОКОПЛОТНОЙ МАГНИТНОЙ ЗАПИСИ Е.Н. ШЕФТЕЛЬ, О.А. БАННЫХ, А.М. ГЛЕЗЕР............................................................................. 109 ОСОБЕННОСТИ СТРУКТУРЫ И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ НАНОСТРУКТУРНЫХ ТОНКИХ ПЛЕНОК Д.В. ШТАНСКИЙ.............................................................................................................................. 110 СТРУКТУРА НАНОФАЗНЫХ ПОКРЫТИЙ НА КЕРАМИЧЕСКИХ ПОРОШКАХ И МЕТАЛЛИЧЕСКИХ ПОВЕРХНОСТЯХ Л.В. СУДНИК, Л.В. МАРКОВА Е.П. ПОДДЕНЕЖНЫЙ, И.М. МЕЛЬНИЧЕНКО, А.А. ДЕШКОВСКАЯ ........................................................................................................................ 111 МНОГОСЛОЙНЫЕ НАНОСТРУКТУРИРОВАННЫЕ ПОКРЫТИЯ TiN/ZrN: СТРУКТУРА И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА В.М. АНИЩИК, В.В. УГЛОВ, С.В. ЗЛОЦКИЙ, В.А. ЕМЕЛЬЯНОВ, В.Н. ПОНОМАРЬ, В.А. УХОВ ......................................................................................................................................... 112 ФУНКЦИОНАЛЬНЫЕ МЕТАЛЛИЧЕСКИЕ МАТЕРИАЛЫ, ПОЛУЧЕННЫЕ ЗАКАЛКОЙ ИЗ РАСПЛАВА А.М. ГЛЕЗЕР...................................................................................................................................... 113 ТУГОПЛАВКИЕ НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИЕ ПЛЕНКИ КАРБОНИТРИДА КРЕМНИЯ, СИНТЕЗИРОВАННЫЕ С ИСПОЛЬЗОВАНИЕМ ЭЛЕМЕНТООРГАНИЧЕСКИХ СОЕДИНЕНИЙ Н.И. ФАЙНЕР, Ю.М. РУМЯНЦЕВ, М.Л. КОСИНОВА, Е.А. МАКСИМОВСКИЙ, Ф.А. КУЗНЕЦОВ ............................................................................................................................... 114 НАНОСТРУКТУРНЫЕ КОМПОЗИТЫ АМОРФНЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ В ДИЭЛЕКТРИЧЕСКОЙ МАТРИЦЕ Ю.Е. КАЛИНИН, А.Т. ПОНОМАРЕНКО, А.В. СИТНИКОВ, О.В.СТОГНЕЙ ................................................................................................................................... 115 ПРОВОДИМОСТЬ ПЛЕНОК НАНОРАЗМЕРНЫХ СТРУКТУР "МЕТАЛЛДИЭЛЕКТРИК" В СИЛЬНЫХ ЭЛЕКТРИЧЕСКИХ ПОЛЯХ М.Н. КОПЫТИН, О.В. СТОГНЕЙ, А.В. СИТНИКОВ ................................................................... 116 РЕНТГЕНОГРАФИЧЕСКОЕ ИССЛЕДОВАНИЕ ЭВОЛЮЦИИ СТРУКТУРЫ В ПРОЦЕССЕ ПОЛУЧЕНИЯ И ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ МАГНИТНОМЯГКИХ ПЛЕНОК Fe-Zr-N Е.Н. ШЕФТЕЛЬ, А.В. ШАЛИМОВА, Г.Ш. УСМАНОВА, А.А.БАБАРЭКО, Г.У.ЛУБМАН, Г.П. ОКАТОВА.................................................................................................................................. 117 135 НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИЕ ПЛЕНКИ НИТРИДА И КАРБОНИТРИДА БОРА, СИНТЕЗИРОВАННЫЕ ИЗ АЛКИЛАМИНБОРАНОВ М.Л. КОСИНОВА, Ю.М. РУМЯНЦЕВ, Н.И. ФАЙНЕР, Е.А.МАКСИМОВСКИЙ, Ф.А. КУЗНЕЦОВ ............................................................................................................................... 118 ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРЫ ТОНКИХ АМОРФНЫХ ОКИСНЫХ ПЛЕНОК Л.А. АЛЕШИНА, С.В. ЛОГИНОВА ................................................................................................ 121 РЕНТГЕНОФАЗОВЫЙ АНАЛИЗ ТОНКИХ НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ПЛЕНОК С ИСПОЛЬЗОВАНИЕМ СИНХРОТРОННОГО ИЗЛУЧЕНИЯ Е.А. МАКСИМОВСКИЙ, Н.И. ФАЙНЕР, М.Л. КОСИНОВА, Ю.М. РУМЯНЦЕВ, Ф.А. КУЗНЕЦОВ ............................................................................................................................... 122 ПОЛИМЕРНЫЕ КОМПОЗИЦИИ С АКТИВНЫМ МАГНИТОЧУВСТВИТЕЛЬНЫМ ВОЛОКНИСТЫМ НАПОЛНИТЕЛЕМ, СОДЕРЖАЩИМ ВЫСОКОДИСПЕРСНЫЕ ЧАСТИЦЫ МЕТАЛЛА А.М. САФОНОВА, Л.Е. ШПИЛЕВСКАЯ ....................................................................................... 123 СТРУКТУРА И СВОЙСТВА НАНОРАЗМЕРНЫХ ОКСИДНЫХ СИСТЕМ, СИНТЕЗИРОВАННЫХ ИЗ КОЛЛОИДНЫХ РАСТВОРОВ ГИДРОКСИДОВ МЕТАЛЛОВ М.И. ИВАНОВСКАЯ, Д.А. КОТИКОВ, Д.Р. ОРЛИК, С.М. ИРКАЕВ .......................................... 124 ЭЛЕКТРОХИМИЧЕСКИЕ ПОКРЫТИЯ СЕРЕБРА С НАПОЛНЕНИЕМ УЛЬТРАДИСПЕАСНЫМИ АЛМАЗАМИ В.М. ПОЛЕВИКОВ, А.А. ХМЫЛЬ .................................................................................................. 126 КОМПЛЕКСНЫЙ АНАЛИЗ НАНОМАТЕРИАЛОВ МЕТОДОМ СКАНИРУЮЩЕЙ ЗОНДОВОЙ МИКРОСКОПИИ С.А. ЧИЖИК, А.А. СУСЛОВ, Н.К. МЫШКИН .............................................................................. 127 136