Кинетические и структурные аспекты механохимического синтеза в системах Fe-X тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.17, кандидат физико-математических наук Повстугар, Иван Валерьевич

• Повстугар, Иван Валерьевич
• кандидат физико-математических наук
• 2003

Оглавление диссертации кандидат физико-математических наук Повстугар, Иван Валерьевич

ВВЕДЕНИЕ.

ГЛАВА I. ЭНЕРГЕТИЧЕСКИЕ АСПЕКТЫ МЕХАНОХИМИЧЕСКИХ

РЕАКЦИЙ (ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ).

1.1. Механохимический синтез и его характерные особенности.

1.2. Количественное описание кинетики механохимического синтеза.

1.3. Роль поглощаемой при механической обработке энергии в процессе механохимического синтеза.

1.4. Литературные данные по механическому сплавлению в исследуемых системах.

1.4.1. Системы Fe-Ti и Fe-Zr.

1.4.2. Системы Fe-Nb и Fe-Ta.

1.4.3. Системы Fe-Mo и Fe-W.

1.4.4. Система Fe-Sn.

ГЛАВА II. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА.

2.1. Исходные материалы и приготовление образцов.

2.2. Механическая обработка.

2.3. Термический отжиг.

2.4. Методы анализа состава и структуры реакционных смесей.

2.4.1. Рентгеновская дифракция.

2.4.2. Мессбауэровская спектроскопия.

2.4.3. Термомагнитные измерения.

2.5. Расчет энергетических выходов.

ГЛАВА III. ЭВОЛЮЦИЯ СТРУКТУРЫ И ФАЗОВОГО СОСТАВА СИСТЕМ

ПРИ МЕХАНИЧЕСКОМ СПЛАВЛЕНИИ.

3.1. Система Fe(68)Sn(32).

3.1.1. Ранняя стадия механического сплавления.

3.1.2. Образование интерметаллида FeSn2.

3.1.3. Образование пересыщенного твердого раствора.

3.2. Система Fe(80)Ti(20).

3.3. Система Fe(80)Zr(20).

3.3.1. Стадия перехода системы в наноструктурное состояние.

3.3.2. Стадия интенсивного образования аморфной фазы.

3.4. Системы Ре(80)ЫЪ(20) и Ре(80)Та(20).

3.5. Системы Ре(80)Мо(20) и Ре(80Щ20).

ГЛАВА IV. НАЧАЛЬНАЯ СТАДИЯ МЕХАНИЧЕСКОГО СПЛАВЛЕНИЯ

КАК ПОСЛЕДОВАТЕЛЬНОСТЬ ВЗАИМОСВЯЗАННЫХ ПРОЦЕССОВ.

4.1. Образование межзеренных границ.

4.2. Расходование исходных компонентов.

4.3. Растворение металла X в решетке железа.

ВЫВОДЫ.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Кинетические и структурные аспекты механохимического синтеза в системах Fe-X»

Для создания новых конструкционных материалов и повышения реакционной способности различных веществ в последнее время часто применяются методы, основанные на экстремальных воздействиях на обрабатываемые вещества. Одним из них является метод интенсивной механической обработки в различных измельчающих устройствах, получивший название механической активации (если он используется для получения активированного состояния веществ с целью облегчить их дальнейшие превращения) или механохимического синтеза (если целью является проведение различных реакций непосредственно в процессе обработки).

Твердофазный механохимический синтез [1-3] является сравнительно дешевым, доступным, технологически удобным и экологически чистым методом, поэтому он получил широкое практическое распространение. От других методов экстремального воздействия механохимический синтез отличает то обстоятельство, что твердофазные реакции осуществляются при сравнительно низкой температуре, когда тепловая диффузия атомов заторможена, а превращения веществ обусловлены поглощением механической энергии. По этой причине классическая химическая кинетика неприемлема для количественного описания механохимического синтеза. Более корректно соотносить глубину превращения реакционных систем в процессе механической обработки не с ее продолжительностью, а с количеством подведенной энергии.

При исследовании механохимического синтеза существует две задачи: (1) изучение продуктов синтеза, анализ их структуры и свойств и (2) количественное описание кинетики синтеза и изучение взаимосвязи между кинетикой и свойствами исходных реагентов. В настоящее время опубликовано большое количество работ, посвященных исследованию различных продуктов механохимического синтеза, исследованию кинетики уделяется заметно меньше внимания. Малоизученной остается начальная стадия синтеза, на которой образуется поверхность контакта реагентов. Практически не рассматривается процесс поглощения механической энергии и связь количества подведенной энергии с глубиной превращения реакционных систем.

Все вышесказанное можно отнести и к механохимическому синтезу в металлических системах (в этом случае чаще используется термин механическое сплавление), отличительной чертой которого является то, что механическая обработка приводит к пластической деформации обрабатываемых материалов. Для исследования механического сплавления удобными являются бинарные системы на основе железа, так как вследствие большой практической значимости многих его соединений и сплавов накоплен большой объем «базовой» информации о таких системах. Кроме того, в дополнение к методам анализа состава и структуры веществ на мезоскопическом уровне (атомно-силовая и электронная микроскопия, рентгеновская дифракция и т.п.) для этих систем возможно использование мессбауэровской спектроскопии, дающей информацию об их структуре на уровне локального атомного окружения.

Цель настоящей работы: анализ кинетики и раскрытие стадийного механизма начальной стадии механического сплавления бинарных систем Ре-Х (Х=Т1, Ъх, №), Мо, Та, Бп) в условиях контролируемого подвода механической энергии.

В связи с поставленной целью в настоящей работе решались следующие задачи:

1) анализ фазового состава и структурных параметров систем Ре-Х на начальной стадии механического сплавления;

2) анализ кинетики механического сплавления как функции количества подведенной энергии, и определение энергетических выходов его основных стадий;

3) выяснение взаимосвязи между свойствами реагентов и кинетическими параметрами механического сплавления.

В качестве методов анализа структуры и состава систем использованы рентгеновский дифракционный анализ, мессбауэровская спектроскопия и магнитные измерения.

Научная новизна работы. Впервые подробно исследована кинетика начальной стадии механического сплавления в бинарных системах Ре-Х (Х=Т1,гг,№,Мо,Та^,8п) как функция количества подведенной механической энергии. В качестве параметров, характеризующих кинетику сплавления и его отдельных стадий, выбраны и измерены: работа образования межзеренных границ компонентов, энергетические выходы расходования исходных компонентов и образования продуктов.

В предположении дислокационной модели образования межзеренных границ оценены затраты работы на перемещение и полигонизацию дислокаций. Результаты оценки (~102Дж/м2) согласуются с экспериментально измеренными значениями работы образования межзеренных границ металлов.

Показано, что выход расходования фаз компонентов при механическом сплавлении понижается с увеличением предела текучести соответствующего металла. Установлено, что в процессе механического сплавления систем Ре-Ть Бе-гг и Ре-Бп имеет место значительное накопление металла-примеси X на межзеренных границах железа с образованием зернограничных прослоек. Лимитирующей стадией образования продуктов механического сплавления в системах Ре-Бп, Ре-Т1 и является процесс перехода атомов X из межзеренных прослоек в состав продукта. В системах Ре-№>, Бе-Та, Бе-Мо и Fe-W накопления атомов X на межзеренных границах Ре не происходит, а лимитирующей стадией сплавления является процесс расходования фазы X (т.е. ухода атомов X из исходной фазы).

Для систем железо-переходный ОЦК-металл (Х=№>,Мо,Та,\\0 показано, что при механическом сплавлении происходит медленное растворение металла-примеси в решетке Ре. Отмечено продолжительное сосуществование фаз остаточного железа и твердого раствора а-Ре(Х) и предложен механизм образования твердых растворов.

Практическая значимость работы.

Развитый в работе энергетический подход к анализу кинетики механохимического синтеза применим для описания механохимических реакций, независимо от конкретных условий механической обработки и природы реагентов. Значения энергетических выходов позволяют заранее оценить энергозатраты при практическом осуществлении механического сплавления.

Предложенный в работе механизм образования твердых растворов замещения при механическом сплавлении может быть использован для предсказания поведения ряда других бинарных металлических систем с различным атомным радиусом компонентов при механическом сплавлении.

Положения, выносимые на защиту:

1) Результаты анализа фазового состава и структурных параметров бинарных систем Ре-Х (Х=Т1,гг,Мо^) при механическом сплавлении.

2) Стадийный механизм сплавления в бинарных металлических системах Ре-Х.

3) Результаты измерений работы образования межзеренных границ компонентов и энергетических выходов процессов механического сплавлении.

Личный вклад автора.

Диссертация является самостоятельной работой, обобщившей результаты, полученные лично автором, а также в соавторстве. Автор диссертации осуществлял механическую обработку образцов, принимал непосредственное участие в измерениях рентгеновских и мессбауэровских спектров. Автором проведен анализ фазового состава и расчет микроструктурных параметров образцов после механической обработки, выполнена обработка мессбауэровских спектров в дискретном представлении. Совместно с соавторами проведена обработка мессбауэровских спектров в квазинепрерывном представлении, рассчитаны величины работы образования межзеренных границ компонентов и энергетических выходов сплавления. Цель и задачи диссертации сформулированы научным руководителем. Обсуждение экспериментальных результатов проводилось совместно с соавторами публикаций. Основные выводы диссертационной работы сформулированы автором.

Апробация работы и публикации. Результаты работы докладывались и обсуждались на следующих конференциях:

• Международная конференция по коллоидной химии и физико-химической механике, Москва, сентябрь, 1998;

• Всероссийская конференция «Применение ядерно-физических методов в магнетизме и материаловедении», Ижевск, 28 сентября - 2 октября, 1998;

• NATO Advanced Research Workshop on Mossbauer Spectroscopy in Materials Science. Slovakia, Senec, September 6-11,1998;

• 3rd International Conference on Mechanochemistry (INCOME-2000), Czech republic, Prague, September 4-8, 2000;

• Международная конференция «Фундаментальные основы механохимических технологий», Новосибирск, 16-18 августа, 2001;

• 8-я международная конференция «Мессбауэровская спектроскопия и ее применения», Санкт-Петербург, 8-12 июля, 2002;

• 7-й семинар «Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий», Обнинск, 16-19 июня 2003;

• 4th International Conference on Mechanochemistry (INCOME-2003), Germany, Braunschweig, September 7-11,2003.

Основное содержание диссертации изложено в 7 статьях (ссылки [94,95,98,100,108,112,116] в списке литературы) и 6 тезисах докладах.

Заключение диссертации по теме «Химическая физика, в том числе физика горения и взрыва», Повстугар, Иван Валерьевич

выводы

1. Исследована кинетика начальной стадии механохимического синтеза в бинарных металлических системах Ре-Х (Х=Т1,2г,ЫЬ,Мо,Та,\¥,8п). Процесс синтез рассмотрен как последовательность деформационно-контролируемых превращений, обусловленных поглощением энергии при пластической деформации смесей реагентов.

2. На примерах исследуемых систем раскрыт стадийный механизм механического сплавления, выделены стадии измельчения структуры исходных компонентов, расходования их фаз, деформационного перемешивания и формирования промежуточных и конечных продуктов. Измерены энергетические выходы процессов, протекающих на этих стадиях.

3. Измерены и рассчитаны по литературным данным величины работы образования межзеренных границ Аз для чистых металлов при их механическом измельчении и величины Аб для железа при механическом сплавлении исследуемых в настоящей работе систем. Показано, что добавление «металла-примеси» к железу, как правило, тормозит образование межзеренных границ Ре.

4. В рамках дислокационной модели образования межзеренных границ показано, что для осуществления этого процесса необходимо затратить работу порядка 102 Дж/м2, что находится в согласии с экспериментальными результатами.

5. Установлено, что в ряду исследуемых систем энергетический выход С(-Х) расходования фазы X понижается при увеличении предела текучести металла X. В случаях, когда С(-Х) достаточно велик (более 0.25 моль/МДж), наблюдается значительное, до 2/3 от общего количества, накопление атомов X на межзеренных границах железа в виде межзеренных прослоек. Лимитирующей стадией образования продуктов в этом случае является переход атомов X из межзеренных прослоек в фазу продукта. В случае низкого выхода (С(-Х)<0.20 моль/МДж) накопления на межзеренных границах нет, а лимитирующей стадией образования продуктов является расходование фазы X.

5. Предложен механизм прямого (без образования промежуточных фаз) формирования твердых растворов замещения при механическом сплавлении металлов с различным атомным радиусом элементов (системы Ре-№>, Ре-Мо, Ре-Та и Ре-\\^) и показано, что он удовлетворительно объясняет полученные в работе экспериментальные результаты.

В заключение обзора литературы можно сформулировать следующие выводы:

1. Кинетику механохимического синтеза следует анализировать в рамках энергетического подхода, согласно которому, степень превращения реакционной системы следует рассматривать как функцию количества (дозы) механической энергии, подведенной к системе при механической обработке.

2. Интенсивная механическая обработка приводит к созданию в реакционных системах промежуточных активированных состояний, которые при снятии нагрузки претерпевают релаксацию с образованием продуктов синтеза. Для понимания того, как протекают механохимические реакции, необходимо исследовать как этап релаксации, так и этап поглощения механической энергии.

3. В настоящее время количественные оценки затрат энергии и энергетические выходы продуктов известны для крайне небольшого числа механохимических реакций. Этап поглощения энергии при механической обработке и процессы, происходящие при этом в реакционных системах, практически не изучены. В особенности это относится к начальной стадии механохимического синтеза.

1.4. Литературные данные по механическому сплавлению в исследуемых системах

Ниже проведен краткий обзор литературных данных по механическому сплавлению в бинарных системах железо-переходный металл (П, 7х, №>, Мо, Та, XV) и в системе железо-олово, приведены равновесные диаграммы состояния по данным [60] для перечисленных систем и проанализированы полученные различными авторами результаты. Количественные характеристики отдельных металлов, составляющих перечисленные системы, и теплоты их смешения с железом приведены в главе П (п. 2.1).

1.4.1. Системы Ре-Т1 и ¥е-2т

Равновесные диаграммы состояния исследуемых систем приведены на рис. 1-12 и 1-13. Равновесная растворимость Т1 в Ре при 1350°С составляет 10 ат.%, при комнатной температуре она не превосходит 3.5 ат.%. Растворимость 2х в железе в твердом состоянии практически отсутствует (менее 0.1 ат.%). Железо в титане и цирконии в твердом состоянии не растворяется. В системах существуют следующие равновесные интерметаллиды: РеТ1 и Ре2Т1 для системы Ре-Тг, Те^Тт, ¥е2£х, ¥&гг (высокотемпературный) и для системы Ре-гг. Т1 и 7х имеют гексагональную (ГПУ) решетку, их атомные радиусы значительно превышают атомный радиус Ре. Энтальпии смешения Ре с Т1 и Ъх отрицательны и по абсолютной величине превышают 15 кДж/моль. Механическое сплавление системы Ре-гг изучено достаточно широко [61-64], поскольку она склонна к образованию аморфной фазы в широком диапазоне концентраций (30-78 ат.% Ъх [61]). Вне этого диапазона продуктом сплавления является смесь аморфной фазы и преобладающего в исходной смеси чистого

Рис. 1-12. Равновесная фазовая диаграмма системы Fe-Ti [60].

Weight Percent Iron

Zr Atomic Percent Iron Fe компонента. Не обнаружено растворения компонентов друг в друге при механическом сплавлении смеси чистых металлов. При содержании Zr, близком к 33 ат.%, в процессе сплавления методом рентгеновской дифракции отмечено присутствие интерметаллида Fe2Zr [62].

Кинетика фазового состава системы Fe-Zr при механическом сплавлении прослежена для различных соотношений компонентов [62, 64]. В то же время, начальная стадия сплавления изучена только для соотношения компонентов, соответствующего Fe2Zr [62], для других составов исследован только этап интенсивной аморфизации системы вплоть до образования конечного продукта. При этом эволюция состава аморфной фазы и структурных параметров системы практически не изучалась.

Система Fe-Ti, в зависимости от соотношения компонентов, при механическом сплавлении образует на разных этапах либо твердые растворы на основе одного из компонентов, либо смесь твердых растворов и интерметаллических соединений состава FeTi и Fe2Ti [22, 66]. Данные о фазовом составе системы в процессе механического сплавления получены методом мессбауэровской спектроскопии. Однако, поскольку мессбауэровские спектры образующихся интерметаллидов при комнатной температуре представляют собой соответственно одиночную линию и дублет, а сплавы Fe-Ti, полученные напылением на охлаждаемую подложку, при содержании Ti более 20 ат.% являются аморфными и дают в спектре при комнатной температуре слаборазрешенный дублет [67], трактовка данных мессбауэровской спектроскопии является неоднозначной. Кинетика эволюции фазового состава прослежена только для эквиатомного состава [66], при этом анализ структурных параметров системы не проводился.

Таким образом, для изучения механизмов, ответственных за поведение систем Fe-Ti и Fe-Zr при механическом сплавлении, необходимо изучить кинетику их фазовых и структурных превращений в процессе сплавления, в особенности на его начальной стадии. В связи с этим, наибольший интерес представляют составы с содержанием Ti и Zr около 20 ат.%, при котором в процессе сплавления должно наблюдаться сосуществование и различных фаз и их взаимные превращения.

1.4.2. Системы Fe-Nb и Fe-Ta

Системы Fe-Nb и Fe-Ta, аналогично рассматриваемым в предыдущем разделе системам Fe-Ti и Fe-Zr, также характеризуются значительной отрицательной энтальпией смешения, однако различие атомных радиусов компонентов в настоящем случае значительно меньше. Кроме того, Nb и Та имеют решетку ОЦК типа, идентичную решетке a-Fe. Равновесные диаграммы состояния рассматриваемых систем приведены на рис. 1-14 и 1-15.

10 20

Weight Percent Niobium 40 so 60 70 во

2400

2200

2000u t. з -t-j ia >-■ u a E v E

1600

1600

1400

1200

1000

600

600

30 40 so 60 70

Atomic Percent Niobium

Рис. 1-14. Равновесная фазовая диаграмма системы Fe-Nb [60].

Weight Percent Tantalum

Растворимость N1) и Та в Ре при низких температурах крайне незначительна, и даже при повышении температуры до 1200°С составляет менее 1 ат.%. Обратная растворимость также невелика и не превосходит 8 ат.%. В системе существуют следующие равновесные интерметаллиды: е-фаза со стехиометрией РегХ и ц-фаза со стехиометрией, близкой к РеХ.

К настоящему времени опубликован ряд работ [46,68-71], посвященных исследованию механического сплавления в этих системах при различных соотношениях компонентов. Для системы Ре-ЫЬ установлено, что область ее аморфизации при механическом сплавлении лежит в пределах 30-70 ат.%, вне этого диапазона образуется либо твердый раствор с оцк-структурой на основе одного из компонентов, либо смесь твердого раствора и аморфной фазы [68]. Продуктом сплавления системы Ре-Та при эквиатомном соотношении компонентов является аморфная фаза [70], однако диапазон полной аморфизации при механическом сплавлении не установлен. Вместе с тем, показано, что при содержании Та не более 8 ат.% аморфная фаза в процессе механического сплавления не образуется [71].

Кинетика механического сплавления в настоящих системах прослежена только для эквиатомных [69,70] или близких к ним (Ре52№>48 [46]) составов. На начальном этапе сплавления системах формируется четко выраженная слоистая структура с характерной толщиной слоя в несколько десятков нм. При увеличении времени механической обработке толщина слоев снижается до 1 нм и впоследствии слоистая структура исчезает. Исчезновение слоистой структуры сопровождается разупорядочением кристаллической структуры исходных компонентов и образованием аморфной фазы. При этом отмечается, что аморфизация не сопровождается появлением каких-либо промежуточных интерметаллических фаз.

Определение микроструктурных характеристик (размер зерна и параметр решетки исходных металлов) и количественный фазовый анализ систем при изучении кинетики механического сплавления в перечисленных работах не проводятся. Тем не менее, приведенные рентгеновские дифрактограммы позволяют заключить, что на начальном этапе сплавления не происходит заметного растворения компонентов друг в друге. Вместе с тем, в [70] предполагается, что аморфная фаза при эквиатомном соотношении компонентов формируется непосредственно из исходных элементов без образования промежуточных состояний.

Таким образом, данные по исследованию кинетики механического сплавления систем Ре-№> и Ре-Та являются недостаточными для установления механизмов, ответственных за фазовые превращения в этих системах. С этой целью особенный интерес представляет исследование эволюции систем с содержанием №> и Та в области 15-25 ат.%, в которой механическое сплавление должно приводить к сосуществованию как твердого раствора, так и аморфной фазы.

1.4.3. Системы Ре-Мо и Ре-\У

Системы Ре-Мо и Ре-\У обладают определенным сходством с системами Ре-№) и Ре-Та: второй компонент имеет решетку ОЦК-типа и больший по отношению к железу атомный радиус, однако различие атомных радиусов для настоящих систем невелико (см. табл. 2-1). В то же время отличительной особенностью систем Ре-Мо и Ре-\У является практически нулевая энтальпия смешения с железом [38]. Равновесная растворимость Мо и WвFe при комнатной температуре невелика и составляет менее 3 ат.%, однако при повышении температуры до 1200°С она значительно увеличивается и достигает 25 ат.% для Мо и 14 ат.% для XV (см. рис. 1-16 и 1-17). Растворимость железа в молибдене и вольфраме при комнатной температуре незначительна (менее 0.5 ат.%) и слабо увеличивается с ростом температуры. В системах существуют равновесные интерметаллиды со стехиометрией РеХ и РеуХб и, кроме того, в системе Ре-\\^ существует метастабильный интерметаллид состава Рег^^.

Система Ре-'УУ в смысле ее механического сплавления является одной из самых изученных в ряду бинарных систем на основе железа [32, 72-76]. Интерес к ее исследованию вызван в основном возможностью ее аморфизации вблизи эквиатомного состава, несмотря на нулевую энтальпию смешения. Диапазон образования аморфной фазы при механическом сплавлении системы Ре-\¥, по данным [32], составляет 30-70 ат.%, за пределами указанного концентрационного диапазона продуктом механического сплавления является ОЦК твердый раствор. Сплавы, получаемые путем диффузии в тонких пленках, обнаруживают присутствие аморфной фазы только при содержании около 45 ат.%, при иных концентрациях образуется твердый раствор с ОЦК структурой [77]. Расчет по методу САЬРНАО дает диапазон аморфизации в 18-43 ат.% V/ [74]. Следует отметить, что механическая обработка системы Ре-\У из-за большой твердости вольфрама часто сопровождается значительным ее загрязнением продуктами износа измельчающих тел. Поскольку в качестве материалов для их изготовления преимущественно используются стали различных марок, участие продуктов износа в сплавлении будет приводить к повышению содержания железа в системе после механической обработки, что может явиться причиной расхождения диапазонов аморфизации, полученных в различных работах.

Начальный этап механического сплавления системы при эквиатомном соотношении компонентов сопровождается постепенным взаимным растворением компонентов друг в друге [72], поэтому делается вывод, что аморфизация происходит путем разупорядочения

Рис. 1-16. Равновесная фазовая диаграмма системы Fe-Mo [60].

Weight Percent Tungsten твердого раствора при насыщении его до определенной концентрации. При недостаточном же содержании одного из компонентов аморфизации не происходит, и продуктом механического сплавления является только твердый раствор. Отмечается [76], что в данной системе при большом содержании Ре удовлетворительно соблюдается правило Вегарда, поэтому оценку концентрации твердого раствора в механосплавленных образцах можно проводить с его использованием.

При механическом сплавлении составов с низким содержанием происходит растворение вольфрама в решетке железа и образуется твердый раствор а-Ре(\\0. При этом по данным рентгеновской дифракции не отмечается обратного растворения Ре в решетке вольфрама [32,75]. Аналогичная ситуация имеет место и при сплавлении обратных (богатых V/) составов. Объяснения данному явлению к настоящему моменту не найдено. При этом формирование гомогенного твердого раствора на основе железа происходит значительно медленнее, чем на основе вольфрама (630 и 50 ч механической обработки в идентичных условиях соответственно для состава с 20 ат.% металла-примеси [74]).

Механическое сплавление системы Ре-Мо является менее исследованным [78,79], однако общий характер ее поведения при механическом сплавлении практически полностью соответствует системе Ре-\У. Оценен диапазон концентраций Мо, при которых наблюдается появление аморфной фазы, по данным [78] он составляет 30-70 ат.%.

Вместе с тем, несмотря на изученность общих закономерностей механического сплавления в исследуемых системах, количественное описание кинетики эволюции систем при механической обработке в литературе недостаточное, а начальный этап образования поверхности контакта компонентов и растворения их друг в друге при малых временах обработки практически не изучен.

1.4.4. Система Ре-Эп

Отличительной особенностью системы Ре-Бп является то, что она характеризуется положительной энтальпией смешения АН,™ = 4-5 кДж/моль [38], то есть химические движущие силы образования твердых растворов и аморфных фаз в данной системе отсутствуют. Равновесная растворимость компонентов друг в друге незначительна и составляет при комнатной температуре менее 1 ат.% Бп (рис. 1-18). В системе существует ряд равновесных интерметаллидов со стехиометрией РезБпз, РезБпг, РеЗп и РеБпг. Кроме того, по данным [80] в системе существует интерметаллид состава РезБп.

Проведенные ранее исследования продуктов механического сплавления системы Ре-Бп показали [81-85], что при сплавлении образуется пересыщенный твердый раствор а-Ре(8п) с концентрацией олова до 33 ат.%, при этом увеличение концентрации олова

Рис. 1-18. Равновесная фазовая диаграмма системы Fe-Sn [60]. приводит к значительному возрастанию параметра решетки ОЦК-фазы [86]. Кроме того, обнаружено [81-84], что в процессе механического сплавления на промежуточной стадии в системе образуется равновесный интерметаллид РеБпг. Предположение о возможности формирования аморфной фазы при механическом сплавлении системы Бе-Зп, высказанное в работе [87], не подтвердилось. Таким образом, в процессе механического сплавления системы Ре-Бп можно выделить две стадии, на первой из которых образуется интерметаллид РеЗп2 в суперпарамагнитном состоянии, а на второй происходит образование твердого раствора а-Ре(8п).

Известно [88], что интерметаллид РеБпг является антиферромагнетиком с температурой Нееля 107°С, а его мессбауэровский спектр на ядрах 57Ре представляет собой секстет с эффективным полем НЭфф = 152±2 кЭ. Однако в ряде работ [82,87,89] было отмечено нехарактерное магнитное поведение РеБпг, образующегося в процессе механического сплавления: вклад от интерметаллида в мессбауэровский спектр на ядрах 57Ре, измеренный при комнатной температуре, представляет собой одиночную линию с изомерным сдвигом 8 «0,6 мм/с [89]. Такое поведение объясняют суперпарамагнитным состоянием образующегося на промежуточном этапе механического сплавления интерметаллида, которое возникает по причине малого размера зерна формирующегося образующегося РеБпг [82,87,89].

Необходимо отметить, что в процессе механического сплавления системы Ре-8п при содержании олова в исходной смеси более 20 ат.% на рентгеновских дифрактограммах механически сплавленных образцов в области малых углов 20 присутствует рефлекс, не имеющий отношения к ОЦК структуре твердого раствора и интерметаллиду РеБпг. Появление данного рефлекса происходит на промежуточной стадии сплавления, и впоследствии он присутствует на всем протяжении механической обработки [82,84]. Было предложено три возможных причины его возникновения: существование метастабильной упорядоченной фазы со структурой типа БОз [82,84], образование оксида олова БпО [84] и формирование твердого раствора на основе олова или же образований, обогащенных оловом [84]. В дальнейшем на основании детальных исследований было сделано предположение, что наиболее вероятной причиной появления данного рефлекса является неоднородность распределения атомов олова в ОЦК структуре, то есть концентрационные флуктуации твердого раствора [84]. О существовании концентрационных неоднородностей твердых растворов, приготовленных методом механического сплавления, сообщалось в работе [85] при сплавлении системы Ре(75)8п(25).

В то же время, несмотря на то, что исследованию фазового состава и структуры промежуточных и конечных продуктов сплавления уделено большое внимание, изучение кинетики механического сплавления практически не проводилось, в особенности это относится к начальному этапу сплавления.

Таким образом, можно заключить, что кинетика механического сплавления во всех рассмотренных системах изучена недостаточно, а его энергетические выходы не определены. Начальный этап механического сплавления остается практически неизученным. Поэтому в рамках настоящей диссертационной работы поставлены следующие задачи:

1) анализ фазового состава и структурных параметров систем Ре-Х на начальной стадии механического сплавления;

2) анализ кинетики механического сплавления как функции количества подведенной энергии, и определение энергетических выходов его основных стадий;

3) выяснение взаимосвязи между свойствами реагентов и кинетическими параметрами механического сплавления

ГЛАВА II. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА

2.1. Исходные материалы и приготовление образцов

Для приготовления образцов использовались порошки следующих чистых металлов:

- железо карбонильное (чистота 99.98 масс. %)

- титан (чистота 99.96 %)

- цирконий (чистота 99.8 масс. %)

- ниобий (чистота, 99.8 масс. %)

- молибден (чистота 99.96 масс. %)

- тантал (чистота 99.98 масс. %)

- вольфрам (чистота >99.5 масс.%)

- олово (чистота 99.99 масс. %)

Основные физико-химические и механические свойства чистых металлов приведены в таблице 2-1 по данным [90]. Величины энтальпий смешения компонентов АНт;х приведены по данным [38]. Размер частиц порошков исходных металлов после просеивания составлял менее 100 мкм.

Список литературы диссертационного исследования кандидат физико-математических наук Повстугар, Иван Валерьевич, 2003 год

1. Аввакумов Е.Г. Механические методы активации химических процессов. Новосибирск: «Наука», 1979.

2. Хайнике Г. Трибохимия. М.: «Мир», 1987.252 с.

3. Бутягин П.Ю. // Успехи химии, 1994, т. 63, с. 1031-1043.

4. Валиев Р.З., Александров И.В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. М.: «Логос», 2000.

5. Benjamin J.S. Dispersion strengthened superalloys by mechanical alloying // Metall. Trans., 1970, vol. l,p. 2943-2951.

6. Koch C.C., Cavin O.B., McKamey C.G., Scarbrough J.O. Preparation of "amorphous" Ni60Nb4o by mechanical alloying // Appl. Phys. Lett., 1983, v. 43(11), p. 1017-1019.

7. Ермаков A.E., Юрчиков E.E., Баринов B.A. Магнитные свойства аморфных порошков сплавов системы Y-Co, полученных механическим измельчением // ФММ, 1981, т. 52, №6, с. 1184-1193.

8. Kim J.C., Moon I.H. Sintering of nanostructured W-Cu alloys prepared by mechanical alloying//Nanostr. Mater., 1998, v. 10(2), p. 283-290.

9. Стрелецкий A.H., Портной B.K. и др. Механохимическая активация и спекание вольфрама и его смесей с медью и никелем // Химия в интересах устойчивого развития, 2002, т. 10, с. 245-254.

10. Botta W.J., Hanai D.E., Santana B.N., De Oliveira Jr. N.R., Tomasi R. Ceramic-metal composites obtained by reactive milling // Mater. Sci. Forum, 1995, v. 179-181, p. 635-639.

11. Weipgarber Т., Kieback B.F. Dispersed strengthened materials obtained by mechanical alloying - an overview // Mater Sci. Forum, 2000, v. 343-346, p. 275-283.

12. Magini M., Iasonna A. Energy transfer in mechanical alloying (overview) // Mater. Trans. JIM, 1995, v. 36(2), p. 123-133.

13. Бутягин П.Ю., Кузнецов A.P., Павлычев И.К. Лабораторная микромельница для механохимических исследований // Приборы и техника эксперимента. 1986. № 6. С. 201-204.

14. Koch С.С. Mechanical milling and alloying // Materials Science and Technology, vol. 15. Ed. R.W. Cahn et al. VCH, Weinheim, Germany, 1991.

15. Болдырев B.B., Павлов C.B., Полубояров В.А., Душкин А.В. К вопросу об эффективности действия различных машин в качестве механических активаторов // Неорг. материалы, 1995, т. 31, № 9, с. 1128-1138.

16. Gilman P.S., Benjamin Y.S. Mechanical Alloying // Ann. Rev. Mater. Sci., 1983, v. 13, p. 279-300.

17. Шелехов E.B., Свиридова Т.A. Моделирование движения и разогрева шаров в планетарной мельнице. Влияние режимов обработки на продукты механоактивации смеси порошков Ni и Nb // Материаловедение, 1999, т. 10, с. 13-22.

18. Davis R., McDermott В., Koch С.С. Mechanical alloying of brittle materials // Metall. Trans., 1988, v. 19A, p. 2867-2874.

19. Sanchez F.H., Rodrigues Torres C.E. et al. Tool induced contamination of elemental powders during mechanical milling // Hyperfine Inter., 1998, v. 113, p. 269-277.

20. Коныгин Г.Н., Stevulova N., Дорофеев Г.А., Елсуков Е.П. Влияние износа измельчающих тел на результаты механического сплавления смесей порошков Fe и Si(C) // Химия в интересах устойчивого развития, 2000, т. 10, с. 119-126.

21. Kaloshkin S.D., Tomilin I.A., Andrianov G.A., Baldokhin Yu.V., Shelekhov E.V. Phase transformations and hyperfine interactions in mechanically alloyed Fe-Cu solid solutions // Mater. Sci. Forum, 1997, v. 235-238, p. 565-570.

22. Popovich T.A., Arestov O.V., Popovich A.A., Kuchma A.S. Mossbauer study of mechanical alloying Fe-Ti and Fe-Ti-N alloys // J. Mater. Sci. Technol., 2001, v. 17(1), p. 12.

23. Lee C.H., Mori M., Fukunaga Т., Mizutani U. Effect of ambient temperature on the MA and MG processes in Ni-Zr alloy system // Jap. Journ. Appl. Phys., 1990, v. 29(3), p. 540-544.

24. Abdellaoui M., Gaffet E. A mathematical and experimental dynamic phase diagram for ball-milled Ni,0Zr7 // J. All. Сотр., 1994, v. 209, p. 351-361.

25. Butyagin P.Yu., Pavlichev I.K. Determination of energy yield of mechanochemical reactions // Reactivity of Solids.// Reactivity of Solids, 1986, v. 1(4), p. 361-372.

26. Gaffet E., Abdellaoui M., Malhouroux-Gaffet N. Formation of nanostructural materials induced by mechanical processing (Overview) // Mater. Trans. JIM, 1995, v. 36(2), p. 198209.

27. Delogu F., Monagheddu M., Mukas G., Shiffini L., Cocco G. Some kinetic features of mechanical alloying transformation processes // J. Non-Cryst. Solids, 1998, v. 232-234, p. 383-389.

28. Aoki K., Sherif El-Eskandarany M., Sumiyama K., Suzuki K. Cyclic crystalline-amorphous transformations by mechanical alloying // Mater. Sci. Forum, 1998, v. 269-272, p. 119-126.

29. Chen Y., Bibole M., Le Hazif R., Martin G. Ball-milling induced amorphization in nickel-zirconium compounds: a parametric study// Phys. Rev. В., 1993, v. 48(1), p. 14-20.

30. Павлычев И.К. // Диссертация на соискание ученой степени кандидата физ.-мат. наук, МФТИ, Москва, 1987.

31. Schultz L. Formation of amorphous metals by solid-state reactions // Phil. Mag. В., 1990, v. 61(4), p. 453-471.

32. Hai Yang Bai, Michaelsen C., Gente C., Bormann R. Amorphization by mechanical alloying in metallic systems with positive Gibbs energy of formation // Phys. Rev. B, 2001, v. 63, p. 64202.

33. Michaelsen C., Sinkler W., Pfullmann Th., Bormann R. Inverse melting of metastable Nb-Cr solid solutions//J. Appl. Phys., 1996, v. 80(4), p. 2156-2168.

34. Bormann R. Phase reactions under highly non-equilibrium conditions // Mater. Sci. Eng. A, 1997, v. 226-228, p. 268-273.

35. Koch C.C. Research on metastable structures using high energy ball milling at North Carolina State University (Overview) // Mater. Trans. JIM, 1995, v. 36(2), p. 85-95.

36. Gente C., Oehring M., Bormann R. Formation of thermodynamically unstable solid solution in the Cu-Co systems by mechanical alloying // Phys Rev. B, 1993, v. 48(18), p. 1324413252.

37. Dorofeev G.A., Yelsukov E.P., Ulyanov A.L., Konygin G.N. Thermodynamic simulation of mechanically alloyed solid solution formation in Fe-Sn system // Mater. Sci. Forum, 2000, v. 343-346, p. 585-590.

38. De Boer F.R., Boom R., Mattens W.C.M., Miedema A.R. and Niessen A.K. Cohesion in metalls. Transition metal alloys. V. 1, edited by F.R. de Boer and D.G. Pettifor. North-Holland, Amsterdam, 1988. 767 p.

39. Fecht H.J., Hellstern E., Fu Z., Johnson W.L. // Metall. Trans., 1990, v. 21 A(9), p. 2333-2339.

40. Yavari A.R., Desre P.J. Thermodynamics and kinetics of amorphisation during mechanical alloying // Mater. Sci. Forum, 1992, v. 88-90, p. 43-50.

41. Yavari A.R., Desre P. J., Benameur R. Mechanically driven alloying of immiscible elements // Phys. Rev. Lett., 1992, v. 68(14), p. 2235-2238.

42. Thiessen P.A., Meyer K., Heinicke G. Grundlagen der Tribochemie. Berlin: Acad. Verl., 1966, v. 1.

43. Schultz L. Basic phenomena of glass formation by mechanical alloying // New Materials by Mechanical Alloying Techniques (Dtsch. Ges. fur Metallkunde), Editors Arzt E., Schultz L. Oberursel, Frankfurt, Germany, 1989. P. 53-72.

44. Уракаев Ф.Х., Аввакумов Е.Г. О механизме механохимических реакций в диспергирующих аппаратах // Изв. СО АН СССР, 1978, № 7. Сер. хим. наук, вып. 3, с. 18-23.

45. Courtney Т.Н., Maurice D. Process modeling of the mechanics of mechanical alloying // Scripta Mater., 1996,34(1), p. 5-11.

46. El-Eskandarany M.S., Bahgat A.A., Gomaa N.S., Eissa N.A. Kinetics and formation mechanism of amorphous Fe52Nb48 alloy powder fabricated by mechanical alloying // J. All. Сотр., 1999, v. 290, p. 181-190.

47. Tanaka Т., Nasu S., Ishihara K.N., Shingu P.H. Mechanical alloying of the high carbon Fe-C system // J. Less-Comm. Met., 1991, v. 171, p. 237-247.

48. Yavari A.R., Desre P.J. Amorphization by mechanical alloying and by solid-state reaction: similarities and differences // Mater. Sci. Eng. A, 1991, vol. 134, p. 1315-1322.

49. Елсуков Е.П., Дорофеев Г.А., Коныгин Г.Н., Фомин В.М., Загайнов А.В. -Сравнительный анализ механизмов и кинетики механического сплавления в системах Fe(75)X(25); X=C,Si // ФММ, 2002, т.93, № 3, с. 93-104.

50. Schultz R., Trudeau М., Huot J.Y. Interdiffusion during the formation of amorphous alloys by mechanical alloying // Phys. Rev. Lett., 1989, v. 62(24), p. 2849-2852.

51. Huang J.Y., Jiang J.Z. et al. Kinetic process of mechanical alloying in FesoCuso // Phys Rev. B, 1998, v. 58(18), R11817-R11820.

52. Schwarz R.V. Microscopic model for mechanical alloying // Mater. Sci. Forum, 1998, v. 269-272, p. 665-674.

53. Trudeau M.L., Schultz R. High resolution electron microscopy study of Ni-Mo nanocrystals prepared by high-energy mechanical alloying // Mater. Sci. Eng. A, 1991, vol. 134, p. 13611367.

54. Skakov Y.A. The formation sequence of intermediate phases in mechanical alloying of binary systems // Mater. Sci. Forum, 2000, v. 343-346, p. 597-602.

55. Болдырев B.B., Цыбуля C.B., Черепанова C.B., Крюкова Г.Н., Григорьева Т.Ф., Иванов Е.Ю. Исследование микроструктуры пересыщенных твердых растворов, полученных механохимическим сплавлением // Докл. Акад. Наук, 1998, т. 361, №6, с. 784-787.

56. Kaloshkin S.D. Thermodynamic description of the phase transformation mechanism during mechanical alloying process // Mater. Sci. Forum, 2000, v. 343-346, p. 591-596.

57. Чердынцев В.В. // Диссертация на соискание ученой степени кандидата физ.-мат. наук, МИСиС, Москва, 2000.

58. Елсуков Е.П., Дорофеев Г.А. Механическое сплавление бинарных систем Fe-M (М = C,Si,Ge,Sn): кинетика, термодинамика и механизм атомного перемешивания // Химия в интересах устойчивого развития, 2002, т. 10, с. 59-68.

59. Елсуков Е.П., Дорофеев Г.А., Ульянов A.JL, Немцова О.М., Порсев В.Е. -Твердофазные реакции в системе Fe(68)Ge(32) при механическом сплавлении // ФММ, 2003, т. 95, № 2, с. 60-65.

60. Т. Massalski (ed.) Binary Alloys Phase Diagrams. Amer. Soc. Metall., 1987.

61. Schultz L., Eckert J. Mechanically alloyed glassy metals // Topics in Applied Physics, 1994, v. 72, p. 69-120.

62. Burgio N., Iasonna A. Magini M., Martelli S., Padella F. Mechanical alloying of the Fe-Zr system. Correlation between input energy and end products // И Nuovo Cimento, 1991, v. 13D(4), p. 459-476.

63. Weeber A.W., Bakker H. Amorphization by ball milling. A review // Physica B, 1988, v. 153, p.93-135.

64. Lee S.E., Ra H.Y., Yim Т.Н., Kim W.T. Phase transformation induced by ball milling in Fe-Zr system and related magnetic properties // Mater. Sci. Forum, 1995, v. 179-181, p. 121-126.

65. Pizarro R., Garitaonandia J.S., Plazaola F., Barandiaran J.M., Greneche J.M. Magnetic and Mossbauer study of multiphase Fe-Zr amorphous powders obtained by high energy ball milling // J. Phys: Cond. Matter, 2000, v. 12, p. 3101-3112.

66. Novakova A.A., Agladze O.V., Sveshnikov S.V., Tarasov B.P. Supersaturated solid solution and metastable phases formation through different stages of mechanical alloying of FeTi // Nanostr. Mater., 1998, v. 10(3), p. 365-374.

67. Sumiyama K., Hashimoto Y., Nakamura Y. Mossbauer effect of metastable bcc and amorphous phases in Fei.xTix sputtered alloys // Trans. Jap. Inst. Metals, 1983, v. 24(2), p. 66-70.

68. Yang J.I., Zhang T.J., Cui K., Li X.G., Zhang J. Amorphization of Fe-Nb by mechanical alloying//J. All. Сотр., 1996, v. 242, p. 153-156.

69. Lin C.K., Lee P.Y., Kao S.W., Chen G.S., Louh R.F., Hwu Y. Solid state amorphization of Fe50Nb50 powders during mechanical alloying // Mater. Sci. Forum, 1999, v. 312-314, p. 5560.

70. Lin C.K., Lee P.Y., Yang J.L., Tung C.J., Cheng N.F., Hwu Y.K. EXAFS studies of amorphous FesoTaso powders during mechanical alloying // J. Non-Cryst. Solids, 1998, v. 232-234, p. 520-525.

71. Mertinat M., Herr U., Oelgeschlager D., Samwer K. Phase formation and thermal stability of mechanical alloyed iron-tantalum //J. Appl. Phys., 1999, v. 85(7), p. 3512-3518.

72. Shen T.D., Wang K.Y., Quan M.X., Wang J.T. Amorphous phase formation mechanism by the mechanical alloying of the Fe-W systems // J. Appl. Phys., 1992, v. 71(4), p. 1967-1971.

73. Le Caer G., Delcroix P., Shen T.D., Malaman B. Mossbauer investigation of intermixing during ball-milling of Fe0.3Cr0.7 and Feo.5Wo.5 powder mixtures // Phys Rev. B, 1996, v. 54(18), p. 12275-12786.

74. Hai Yang Bai, Michaelsen C., Sinkler W., Bormann R. Amorphous phase formation in the Fe-W system // Mater. Sci. Forum, 1997, v. 235-238, p. 361-366.

75. Kis-Varga M., Веке D.L., Daroczi L. Influence of the grain size on the magnetic properties of ball-milled Fe90Wi0 // Mater. Sci. Forum, 2000, v. 343-346, p. 841-846.

76. Jartych E., Zurawicz J.K., Oleszak D., Pekala M. Structure and magnetic properties of mechanosynthesized iron-tungsten alloys // J. Magn. Magn. Mater., 2000, v. 218(3), p. 247-255.

77. Hai Yang Bai, Michaelsen C., Bormann R. Inverse melting in a system with positive heats of formation // Phys Rev. B, 1996, v. 56(18), R11361-R11364.

78. Kuyama J., Ishihara K.N., Shingu P.J. // Jap. J. Powders and Powder Metallurgy, 1991, v. 7, p. 61.

79. Jartych E., Karolus M., Oleszak D., Zurawicz J.K., Sarzynski J., Budzunski M. Structure and hyperfine interactions in mechanosynthesized iron-molybdenum alloys // J. All. Сотр., 2002, v. 337, p. 69-75.

80. Хансен M., Андерко К. Структуры двойных сплавов. Т.2. М.: «Металлургиздат», 1962.

81. Nasu S., Imaoka S., Morimoto S. et al. -Mossbauer study of mechanically alloyed powders // Mater. Sci. Forum, 1992, v. 88-90, p. 569-576.

82. Cabrera A.F., Sanchez F.H., Mendoza-Zelis L. -Mechanical alloying of iron and tin powders: a Mossbauer study // Mater. Sci. Forum, 1995, v. 179-181, p. 231 -236.

83. Yelsukov E.P., Dorofeev G.A., Barinov V.A., Grigor'eva T.F., Boldyrev V.V. Solid State reactions in the Fe-Sn system under mechanical alloying and grinding // Mater. Sci. Forum, 1998, v. 269-272, p. 151-156.

84. Cabrera A.F., Sanchez F.H., Mendoza-Zelis L.A. Time and composition dependence of mechanical alloying of Fei.xSnx // Phys. Rev. B, 1996, v. 53(13), p. 8378-8384.

85. Bansal C., Gao Z.Q., Hong L.B., Fultz B. Phases and phase stabilities of Fe3X alloys (X=A1, As, Ge, In, Sb, Si, Sn, Zn) prepared by mechanical alloying // J. Appl. Phys., 1994, v. 76(10), p. 5961-5965.

86. Le Caer G., Matteazzi P., Fultz B. A microstructural study of mechanical alloying of Fe and Sn powders // J. Mater. Res., 1992, v. 7(6), p. 1387-1395.

87. Trumpy G., and Both E., Djega-Mariadassou C., Lecocq P. Mossbauer-effect studies of iron-tin alloys // Phys. Rev. B, 1970, v. 2(9), p. 3477-3490.

88. Варнек B.A., Заможский В.Д., Аввакумов Е.Г., Стругова Л.И., Мазалов J1.H., Болдырев В.В. Изменение магнитных свойств FeSn2 при сверхтонком измельчении // Известия СО АН СССР, 1976, вып. 6, с. 17-20.

89. Физические величины: Справочник. Под. ред. Григорьева И.С., Мейлихова Е.З. М.: Энергоатомиздат, 1991.

90. Шелехов Е.В. // Национальная конференция по применению рентгеновского, синхротронного излучений, нейтронов и электронов для исследования материалов. Дубна: ОИЯИ, 1997. Сб. докл., т. 3., с. 316.

91. Lucks I., Lamparter P., Mittemeijer E.J. Diffraction-line profile analysis - a simple way to characterize ball-milled Mo? // Mater. Sci. Forum, 2001, v. 378-381, p. 451-456.

92. Voronina E.V., Ershov N.V., Ageev A.L., Babanov Yu.A. // Phys. Stat. Sol. (B). 1990. V. 160. P.625.

93. Le Caer G., Malaman В., Venturini G., Fruchart D., Roques B. A Mossbauer study of FeSn2 //J. Phys F.: Met. Phys., 1985, v. 15(8), p. 1813-1828.

94. Канунникова O.M., Гильмутдинов Ф.З., Елсуков Е.П. Фотоэлектронное исследование порошков Fei.xSnx // Перспективные материалы, 1996, т. 6, с 71-74.

95. Повстугар И.В., Чичерин Д.С., Бутягин П.Ю., Портной В.К. «Начальная стадия деформационного перемешивания в системе Fe/Ti» // Колл. журн., 2000, т. 62(3), с. 412-416.

96. Applications of Mossbauer spectroscopy. Ed. Cohen R.L. V. 2, p. 310. Academic Press, 1980.

97. Повстугар И.В., Бутягин П.Ю., Дорофеев Г.А., Елсуков Е.П. «Кинетика начальной стадии механического сплавления в системе Fe(80)Zr(20)» // Колл. журн., 2002, т.64(2), с. 201-208.

98. Елсуков Е .П., Дорофеев Г.А., Ульянов А.И., Загайнов А.В., Маратканова А.Н. -Мессбауэровские и магнитные исследования нанокристаллического железа, полученного механическим измельчением в аргоне // ФММ, 2001, т. 91(3), с. 46-53.

99. Unruh К.М., Chi en C.L. Magnetic properties and hyperfine interactions in amorphous Fe-Zr alloys // Phys. Rev. B, 1984, v. 30(9), p. 4968-4974.

100. Tange H., Tanaka Y., Goto M., Fukamichi K. Saturation and forced volume magnetostriction of Fe-rich FeZr amorphous alloys // J. Magn. Magn. Mater., 1989, v. 81, L 243-246.

101. Grafari M., Gonser U., Wagner H.-G., Naka M. Mossbauer study of the amorphous alloy Zrioo-xFex // Nucl. Instr. and Meth., 1982, v. 199, p. 197-201.

102. Pizarro R., Barandiaran J.M., Plazaola F., Gutierrez J. Synthesis and characterization of amorphous Fe7sZr25 obtained by ball milling // J. Magn Magn Mater, 1999, v. 203, p. 143-145.

103. Jaouen C., Michel A., Pacaud J., Dufour C., Bauer Ph., Geravis B. Atomic mixing induced by swift heavy ion irradiation of Fe/Zr multilayers // Nucl. Instr. and Meth. B, 1999, v. 148, p. 176-183.

104. Abraham D.P., Richardson Jr J.W., McDeavitt M. Formation of Fe23Zr6 phase in an Fe-Zr alloy// Scripta Materialia, 1997, v. 37(2), p. 239-244.

105. Повстугар И.В., Елсуков Е.П., Жерновенкова Ю.В., Бутягин П.Ю. Начальная стадия механического сплавления в системах Fe(80)X(20) (X = Nb, Та) // Колл. журн., в печати.

106. Ohta М., Fujita A., Fukamichi К. Magnetic phase diagrams of NbxFeioo-x and TaxFeioo-x amorphous alloy systems // J. Alloys and Сотр., 2000, v. 308, p. 38-43.

107. Unruh K.M., Chien C.L. Magnetic properties of amorphous Fe-Nb and Fe-Zr // J. Magn. Magn. Mater., 1983, v. 31-34, p. 1587-1588.

108. Chien C.L., Liou S.H., На B.K., Unruh K.M. Rapidly quenched FexTaioo-x alloys // J. Appl. Phys., 1985, v. 57(1), p. 3539-3541.

109. Повстугар И.В., Елсуков Е.П., Бутягин П.Ю. Начальная стадия механического сплавления в системах Fe(80)X(20) (X = Mo,W) // Колл. журн., 2003, т. 65(3), с. 391-398.

110. Lu М., Chien C.L. Structural and magnetic properties of Fe-W alloys // J. Appl. Phys., 1990, v. 67(9), p. 5787-5789.

111. Sumiyama K., Ezawa H., Nakamura Y. Magnetic properties of metastable bcc and amorphous Fej.xMox alloys produced by vapor quenching // J. Phys. Chem. Solids, 1987, v. 48(3), p. 255-261.

112. Marcus H.L., Fine M.E., Schwartz L.H. Moessbauer-effect-study of solid-solution and precipitated iron-rich iron-molybdenum alloys // J. Appl. Phys., 1967, v 38, p. 4750-4758.

113. Бутягин П.Ю., Жерновенкова Ю.В., Повстугар И.В. Работа, затрачиваемая на образование межзеренных границ при пластической деформации металлов // Колл. журн., 2003, т. 65(2), с. 163-167.

114. Oleszak D., Shingu Р.Н. Nanocrystalline metals prepared by low energy ball milling // J. Appl. Phys., 1996, v. 79(6), p. 2975-2980.

115. Борунова А.Б., Жерновенкова Ю.В., Стрелецкий A.H., Портной В.К. // Обработка дисперсных материалов и сред (периодич. сборн. науч. трудов), вып. 9, с. 158. Одесса: НПО "ВОТУМ", 2000.

116. A. Buchal, V. Sepelak, P. Petrovic, N. Stevulova, К. Tkacova Structural investigation of the high-energy milled Fe-Si system - Condens. Matter// J. Magn. Magn. Mater., 1999, v. 203(2), p. 190-192.

117. Pekala M., Oleszak D., Jartych E., Zurawicz J.K. Structural and magnetic study of crystalline FegoNi2o alloys with nanometer-sized grains // J. Non-Cryst. Solids, 1999, v. 250-252, p. 757-761.

118. Jartych E., Zurawicz J.K., Oleszak D., Pekala M. Hyperfine interactions in nanocrystalline Fe-Al alloys // J. Phys.: Cond. Matter, 1998, v. 10(22), p. 4929-4936.

119. Uenara Y., Asai N., Jimbo G. // Powder Technology / eds. Iinoya K., Beddov J.K., Jimbo G. -Hemisphere Publishing Co. New York, USA. 1984.

120. Бэррер P. Диффузия в твердых телах. М.: Государственное изд-во иностранной литературы, 1948. 504 с.