Структурно-фазовые состояния биметаллических наночастиц, формирующихся при электрическом взрыве металлов с ограниченной взаимной растворимостью тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.09, кандидат наук Первиков Александр Васильевич

• Первиков Александр Васильевич
• кандидат наук
• 2018

Оглавление диссертации кандидат наук Первиков Александр Васильевич

Введение

1 Литературный обзор

1.1 Биметаллические наночастицы из металлов с ограниченной взаимной растворимостью

1.2 Явление электрического взрыва проводников

1.3 Механизмы разрушения металла проводника в режиме быстрого взрыва

1.4 Анализ структурных превращений металла/сплава в условиях нагрева импульсом тока большой плотности

1.5 Зависимость структурных характеристик металлических наночастиц от параметров электрического взрыва проводника

1.6 Постановка задач исследования

2 Экспериментальное оборудование и методы исследования

2.1 Экспериментальное оборудование

2.2 Методы исследования

3 Структурные превращения и фазовые переходы при нагреве металла/сплава импульсом тока большой плотности

3.1 Влияние зеренной структуры металла диспергируемого проводника на структурные характеристики формирующихся частиц

3.2 Зависимость электрического сопротивления жидких фаз сплава Л63 и цинка от температуры при электрическом взрыве проводников

3.3 Эволюция структуры жидких металлов при нагреве импульсом тока

3.4 Фазовый и элементный составы биметаллических частиц Си-7п, формирующихся при электрическом взрыве сплава Л63

Выводы

4 Анализ структурно-фазовых состояний биметаллических

наночастиц РЬ-А1, РЬ-Си, Ag-Cu и 8п-РЬ

4.1 Определение синхронности/асинхронности электрического взрыва скрутки из двух проволочек РЬ-А1, РЬ-Си, А§-Си

4.2 Зависимость структуры и фазового состава биметаллических наночастиц РЬ-А1 и РЬ-Си от размерного фактора

4.3 Зависимость структуры и фазового состава биметаллических наночастиц А§-Си от размерного фактора и валентности

4.4 Зависимость структуры и фазового состава биметаллических наночастиц Бп-РЬ от структурного фактора

Выводы

Заключение

Список литературы

Приложение

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность работы. Сплавы из металлов с ограниченной взаимной растворимостью (ОВР) широко применяются для создания антифрикционных износостойких и высокодемпфирующих материалов. При переходе к наноструктурным сплавам из металлов с ОВР, появляется возможность получения наноматериалов с нестандартной морфологией и новыми свойствами, в частности с высокой прочностью, пластичностью и термической стабильностью. Сложность получения наноструктурных сплавов из металлов с ОВР заключается в необходимости создания однородного распределения наноразмерных компонентов в объеме сплава.

Способом решения проблемы получения наноструктурных сплавов с однородным распределением металлов с ОВР является консолидация биметаллических наночастиц. Получение сплавов указанным способом позволяет решить не только проблему однородного распределения компонентов, но и повысить прочностные характеристики получаемого материала в результате формирования наноразмерной структуры.

Перспективным методом получения биметаллических наночастиц является электрический взрыв двух проводников из разнородных металлов. Основное преимущество данного метода заключается в высокой скорости охлаждения продуктов электрического взрыва проводника (ЭВП) (~109 К/с), что позволяет получать биметаллические наночастицы из металлов с ОВР. Актуальность получения и исследования структурно-фазового состояния указанных наночастиц, обусловлена перспективностью их применения для разработки новых материалов с улучшенными свойствами.

Степень разработанности темы исследования. Существенный вклад в понимание природы электрического взрыва одиночных проводников и механизма формирования наночастиц при ЭВП внесли У. Дж. Чейс, С. В. Лебедев, С.А. Пикуз, Г.С. Саркисов, В.И. Орешкин, Е.И. Азаркевич, Ю.А. Котов, М.И. Лернер,

Н.А. Яворовский, В.И. Давыдович, В. С. Седой и др. Исследовано влияние параметров ЭВП на характеристики наночастиц отдельных металлов, химических соединений и сплавов. Показано, что продукты взрыва одиночных проводников на ранней стадии расширения находятся в двухфазном состоянии (конденсированная фаза - газ/плазма). Основная масса продуктов взрыва проводников представлена кластерами конденсированной фазы, при объединении которых формируются наночастицы.

Для получения биметаллических наночастиц из металлов с ОВР с заданным структурно-фазовом состоянием электрическим взрывом двух проводников, необходимо установить вероятный механизм формирования кластеров конденсированной фазы и влияние параметров ЭВП на структурные характеристики формирующихся наночастиц.

Цель работы - определить условия формирования структурно-фазовых состояний биметаллических наночастиц, образующихся при совместном электрическом взрыве двух проводников из металлов с ограниченной взаимной растворимостью.

Для достижения поставленной цели необходимо решить следующие задачи:

- выявить влияние зеренной структуры металла исходного проводника на средний размер и размер областей когерентного рассеяния наночастиц, формирующихся при ЭВП;

- провести анализ структурных превращений и фазовых переходов, протекающих в конденсированной фазе при ЭВП в режиме быстрого взрыва;

- установить зависимость структурных характеристик (дисперсного и фазового состава, размера областей когерентного рассеяния, распределения элементов) биметаллических наночастиц из металлов с ограниченной взаимной растворимостью от величины энергии, введенной в проводники;

- определить механизм формирования структурно-фазового состояния биметаллических наночастиц, формирующихся при ЭВП металлов с ограниченной взаимной растворимостью, при различных значениях введенной в проводники энергии.

Положения, выносимые на защиту:

1. Переход кристаллической структуры металлов/сплавов при нагреве

7

проволочек импульсом тока плотностью j ~ 3,0 - 5,0-10 А/см выше температуры плавления сопровождается формированием жидкой фазы с сохранением ближнего порядка в расположении атомов.

2. Формирование двухфазного состояния (конденсированная фаза -газ/плазма) продуктов ЭВП при нагреве проволочек импульсом тока плотностью у

7

~ 10 - 10 А/см обусловлено изменением структуры жидкого металла вследствие разрушения кластеров (ближнего порядка).

3. Условия формирования структурно-фазовых состояний биметаллических наночастиц при электрическом взрыве металлов с ограниченной взаимной растворимостью.

Научная новизна проведенных исследований:

1. При ЭВП из меди, цинка и латуни показано, что при нагреве

72

проволочек импульсом тока с плотностью j ~ 3,0 ^ 5,0-10 А/см реализуется однородный нагрев металла/сплава.

2. Впервые в условиях ЭВП установлен факт уменьшения электрического сопротивления латуни (Л63) и цинка в жидком состоянии при нагреве латунной (Л63) и цинковой проволочек импульсом тока с плотностью j ~ 107 - 108 А/см2.

3. С использованием кластерно-ассоциатной модели строения жидких металлов изучена эволюция металлических расплавов в широком интервале температур. Показано, что причиной интенсивного роста сопротивления жидкого металла является разрушение ближнего порядка. Для жидких фаз А1, Си, А§, N1, 7п и РЬ разрушение ближнего порядка происходит при температурах, превышающих 1600, 2000, 2400, 2500, 1150 и 1300 К соответственно.

4. Впервые показано, что при синхронном электрическом взрыве проводников РЬ-А1, РЬ-Си, А§-Си и сплава Бп-РЬ формируются биметаллические наночастицы со структурой ядро-оболочка, Янус-частица и частицы, в которых отсутствует явное разделение компонентов.

5. На примере синхронного электрического взрыва двух проводников А§-Си и РЬ-Си показано, что в условиях ЭВП возможно образование пересыщенных твердых растворов, а именно Си0 93А§007 и Си0 985РЬ0015.

Практическая значимость работы:

1. Показана возможность получения методом ЭВП биметаллических наночастиц из металлов с ограниченной растворимостью при синхронном электрическом взрыве двух проволочек.

2. Установлены параметры ЭВП, позволяющие получать композиционные биметаллические наночастицы с заданным структурно-фазовым состоянием на основе металлов с ограниченной взаимной растворимостью.

3. Синтезированные наночастицы могут быть использованы для создания материалов с антифрикционными (А1-РЬ, Си-РЬ) и антибактериальными (А§-Си) свойствами.

Апробация работы: Основные результаты доложены на Общероссийской с международным участием научной конференции, посвященной 80-летию химического факультета Томского государственного университета (г. Томск, 2224 мая 2012 г.), Международной научно-технической конференции

«Нанотехнологии функциональных материалов (НФМ 2012)» (г. Санкт-Петербург, 27-29 июня 2012 г.), , II Всероссийской научно-технической конференции молодых ученых, аспирантов и студентов с международным участием «ВЫСОКИЕ ТЕХНОЛОГИИ В СОВРЕМЕННОЙ НАУКЕ И ТЕХНИКЕ» (г. Томск, 27-29 марта 2013 г.), X Международной конференции студентов и молодых ученых «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК» (г. Томск, 23-26 апреля 2013 г.), V Всероссийской конференции по наноматериалам «НАНО 2013» (г. Звенигород, 23-27 сентября 2013 г.), XII International Conference on Nanostructured Materials «NANO 2014» (Россия, г. Москва, 13-18 июля 2014 г.), Международной конференции «Физическая мезомеханика многоуровневых систем - 2014. Моделирование, эксперимент, приложения» (г. Томск, 3-5 сентября 2014 г.), IV Международной конференции «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов» (г. Москва, 10-13 ноября 2015 г.).

Достоверность результатов исследований обеспечена использованием апробированных методов исследования, сопоставлением полученных результатов с результатами работ сторонних авторов, статистической обработкой результатов экспериментов.

Публикации По материалам диссертации опубликовано 14 работ, из них 8 материалов конференций, 2 статьи в журналах, включенных в Перечень ведущих рецензируемых научных журналов и изданий, в которых должны быть опубликованы основные научные результаты диссертаций на соискание ученой степени доктора и кандидата наук и 4 статей в журналах, включенных в библиографические базы данных цитирования Scopus и Web of Science.

Личный вклад автора состоит в формулировке задач диссертационного исследования, получении образцов для исследований, анализе результатов исследований и их сопоставлении с имеющимися в литературе данными,

формулировке защищаемых положений и выводов, подготовке материалов для публикации в научных изданиях.

Работа выполнена в рамках фундаментальных исследований ПФНИ ГАН на 2010-2020 годы («Научные основы формирования новых функционализированных биоактивных композитных материалов и покрытий с многоуровневой и гетерогенной структурой, в том числе для биомедицинских приложений» № 23.2.5), проекта РФФИ («Изучение закономерностей взаимодействия двухкомпонентных металлических наночастиц с водой и кислородом воздуха» 14-08-31363 мол_а), проекта РНФ («Перспективные наноструктурные сплавы, сформированные компактированием биметаллических наночастиц из несмешивающихся металлов: получение, структура физико-механические свойства» 17-19-01319).

Структура и объем диссертационной работы. Диссертационная работа состоит из введения, 4 разделов, выводов, заключения и списка литературы и приложения. Список литературы включает 111 наименований, 128 страниц, 53 рисунков, 11 таблиц.

Во введении обоснована актуальность темы исследования, показана степень разработанности темы, сформулированы цель и задачи исследований, сформулированы научная новизна и практическая значимость работы, сформулированы положения, выносимые на защиту.

В первом разделе представлен критический анализ литературы по проблеме формирования структурно-фазовых состояний наночастиц, формирующихся в условиях ЭВП. Основной проблемой получения биметаллических наночастиц на основе металлов с ограниченной взаимной растворимостью методом ЭВП, является отсутствие общепринятой физической модели ЭВП. Обзор литературы позволил сделать вывод, что основным параметром, определяющим структурно-фазовое состояние наночастиц, является величина энергии, вводимой в проводник к моменту взрыва.

Во втором разделе описаны методика получения образцов биметаллических наночастиц, а также применяемые методы исследования структурно-фазового состояния наночастиц.

В третьем разделе приведены результаты исследований структурных превращений и фазовых переходов, протекающих при нагреве металла/сплава импульсом тока в режиме быстрого взрыва. На примере исследования структурных превращений и фазовых переходов, протекающих при нагреве медных, цинковых и латунных проволочек импульсом тока с плотностью ] > 10 А/см , показано, что кристаллическая структура металла/сплава подвергается однородному нагреву, с последующим переходом в жидкую фазу с сохранением ближнего порядка.

В четвертом разделе приведены результаты исследований влияния величины энергии, вводимой в проводники, на структурно-фазовое состояние биметаллических наночастиц, формирующихся при совместном электрическом взрыве скрутки двух проволочек из металлов с ограниченной взаимной растворимостью в атмосфере аргона. Показано, что структурно-фазовое состояние биметаллических наночастиц определяется правилами Юм-Розери.

Глава 1. Литературный обзор

1.1 Биметаллические наночастицы на основе металлов с ограниченной

взаимной растворимостью

Вероятность смешения двух металлов определяется несколькими факторами. Согласно правилам Юм-Розери такими факторами являются: величина разности атомных радиусов металлов (размерный фактор), валентность атомов металлов (металлы с меньшей валентностью растворяют в себе большее количество второго металла), а также тип кристаллических решеток металлов (структурный фактор). Расслоение преобладает у пар металлов с различным типом кристаллических решеток, при прочих одинаковых факторах [1-7].

Существенное влияние на пределы взаимной растворимости оказывает величина разности атомных радиусов [8]. Разность атомных радиусов АЯме1Ме2 определяется из выражения (1.1):

АДМе1Ме2 = ((*Ме1 - *Ме2 ) / *Ме2 ) -100% (1.1)

где ЯМе1 - радиус атома растворенного элемента, ЯМе2 - радиус атома растворителя. Если величина АЯМе1Ме2 > 15 %, образование твердого раствора затруднено, что приводит к расслоению фаз; при АЯМе1Ме2 < 15 %, наблюдается формирование твердых растворов.

В зависимости от метода и условий синтеза могут быть получены биметаллические наночастицы с различной структурой и фазовым составом. Одним из наиболее широко применяемых методов получения порошков на основе биметаллических частиц из металлов с ограниченной взаимной растворимостью (несмешивающиеся металлы) является механохимический синтез. Данным методом были получены биметаллические частицы Си-Бе, Си-Со, Си-Сг, Си-Л§, Си^, Л1-РЬ и др. с кристаллической структурой пересыщенных твердых растворов [5]. В работе [5] на основании анализа результатов исследований,

проведенных различными авторами, указывается, что основными факторами, определяющими взаимную растворимость несмешивающихся металлов, являются близость атомных радиусов исходных компонентов, а также одинаковый тип кристаллической решетки металлов (ГЦК, ОЦК).

Основным параметром синтеза, позволяющим стабилизировать метастабильное состояние, является скорость охлаждения наночастиц, что подтверждают результаты исследований, приведенные в [4, 5]. Показано, что увеличение скорости охлаждения приводит к росту однородности структуры сплавов, образованных металлами с ограниченной взаимной растворимостью. При скорости охлаждения порядка 10 К/с в сплаве несмешивающихся компонентов Си-Сг наблюдаются все признаки монотектического распада. С повышением скорости охлаждения до 106-107 К/с неоднородная монотектическая структура сменяется высокодисперсной структурой «псевдоэвтектического» вида [4]. Образующаяся структура представляет собой мелкие сферические частицы легкоплавкой фазы, равномерно распределенные в матрице из более тугоплавкой фазы.

Увеличение разности атомных радиусов металлов приводит к уменьшению взаимной растворимости. При этом увеличение скорости охлаждения дисперсной фазы пар металлов с разностью атомных радиусов, большей 15 %, не позволяет получить пересыщенные твердые растворы [5]. В работах [9, 10] при импульсном воздействии лазерного излучения в течение часа на суспензии наночастиц Аи и N10, а также Аи и СоО, растворенных в этаноле, были получены биметаллические субмикронные частицы Аи-М и Аи-Со. При исходном размере наночастиц Аи, МО и СоО, не превышающем 20 нм, размер формирующихся биметаллических частиц составлял в обоих случаях от 100 до 350 нм. В работе [6] методом магнетронного распыления мишеней в атмосфере аргона были получены биметаллические частицы Си-Мо с различной структурой: ядро-оболочка сферической и кубической формы, сферические частицы с «луковичной» структурой, частицы с янус/гантелеобразной структурой [11] и частицы с

однородным распределением элементов. Конденсацией из паровой фазы в работе [12] были получены биметаллические наночастицы А1-РЬ и А1-1п, имеющие структуру, близкую к структуре янус-частиц. Отсутствие разделения элементов в объеме наночастиц из несмешивающихся металлов, наблюдаемого у отдельных наночастиц, формирующихся из газовой фазы [6], может иметь место и при спонтанном сплавлении кластеров металлов [5, 13]. Согласно [5], вероятность сплавления (образование пересыщенного твердого раствора) кластеров различных металлов при заданной температуре определяется размером кластеров и теплотой образования сплавов (рис. 1.1).

Рисунок 1.1 - Зависимость критических размеров исходных частиц от теплоты образования сплавов в различных системах при 300 К. 1 - полное сплавление, 2 - частичное сплавление, 3 - сплавления не происходит [5].

Как следует из представленных на рисунке 1.1 данных, в системах Аи-Си, Аи-7п и Аи-А1 теплота образования сплавов положительна, и спонтанное сплавление происходит при размере частиц порядка 10 нм. Для бинарных систем с отрицательной величиной теплоты образования сплавов (ограниченная взаимная растворимость) спонтанное сплавление наблюдается при размере частиц порядка единиц нанометров (Аи-М) или не наблюдается вовсе (1п-А1).

При электрическом взрыве проволок из разнородных металлов были получены биметаллические наночастицы на основе интерметаллидов и сплавов: БеТ1, МА1, БеА1, СиА1 [14-16]. В работе [14] было показано, что при электрическом взрыве скрутки из проволок Бе и Т1 в атмосфере аргона при давлении 0,1МПа формируются биметаллические наночастицы БеТ1. Общее число проволок в скрутке изменялось от 9 до 12 штук. Варьируя число проволок Бе и Т1 в скрутке при неизменных геометрических параметрах проволок (длина, диаметр) и параметрах генератора (и0 = 6 кВ, С = 20 мкФ), авторы показали возможность получения биметаллических наночастиц БеТ1 с различным фазовым составом: Бе100-хТ1х, Бе2Т1, БеТ1, а-Т1, Р-Т1.

В работе [15] в атмосферах Аг и N при давлении 0,1МПа при электрическом взрыве скрутки из двух проволок А1 и N1 были получены биметаллические наночастицы А1М с различным фазовым составом: А1, А13М, Л13М2, МА1.

Авторами работы [16] была показана возможность получения биметаллических наночастиц БеА1 и СиА1 при электрическом взрыве двух проволок из разнородных металлов. Авторами было установлено, что фазовый состав наночастиц определяется следующими параметрами: величиной энергии, введенной в проволоки (перегрев металла) и расстоянием между проволоками. Показано, что содержание интерметаллических фаз в полученных образцах увеличивается с увеличением энергии, вводимой в проводники, и уменьшением расстояния между проводниками.

Данные, полученные в работах [14-16], позволяют прийти к выводу, что оптимальным взаимным расположением двух взрываемых проводников является их скрутка. Данная конфигурация обеспечивает наилучшее перемешивание продуктов электрического взрыва проводников с целью получения биметаллических наночастиц с заданным структурно-фазовым состоянием.

Как показал обзор литературы, данные о получении биметаллических наночастиц из металлов с ограниченной взаимной растворимостью электрическим взрывом двух проволок из разнородных металлов в литературе отсутствуют.

1.2 Явление электрического взрыва проводников

Основным источником информации о процессе ЭВП являются осциллограммы тока и напряжения, регистрируемые в ЯЬС-контуре, используемом для реализации ЭВП (рис. 1.2).

_/К_

а) б)

Рисунок 1.2 - Принципиальная электрическая схема ЬС-контура (а) и осциллограммы тока и напряжения (б).

В ЯЬС-контуре, батарея конденсаторов С заряжается от источника высокого напряжения ВН до напряжения ио. С помощью разрядника К контур замыкается на взрывающийся проводник ВП. Осциллограммы тока и напряжения регистрируют с помощью делителя напряжения Я1, Я2, токового шунта Яш и осциллографа ЭО. Ь и Я - активное сопротивление и индуктивность контура.

При ЭВП в буферном газе за время прохождения импульса тока проводник нагревается до температуры плавления (0 - /Д, плавится - ¿2), нагревается в жидкой фазе (¿2 - /Д В момент времени (начальная точка электрического взрыва), когда Е < Ес (где Е - введенная за счет джоулева нагрева в проводник энергия, Ес - энергия сублимации металла проводника), фиксируется интенсивное увеличение радиуса проводника, которое в момент времени /4 завершается взрывообразным разрушением. В интервале (/4 - ¿5) происходит расширение продуктов взрыва. Если остаточного напряжения на батарее конденсаторов достаточно для инициирования пробоя, возможно развитие дуговой стадии

разряда по продуктам взрыва как с паузой тока - tб), так и без паузы тока (5 ^ tб = 0). Режим ЭВП, при котором дуговая стадия разряда отсутствует, получил название согласованного взрыва.

Одной из первых схем классификации ЭВП является схема, предложенная Чейсом и Левиным [17]. Данная схема выделяет три режима ЭВП:

- медленный взрыв, при котором время ввода энергии, необходимой для сублимации проводника, превышает время развития магнитогидродинамических (МГД) неустойчивостей в проводнике с током. При таком режиме взрыва испаряется незначительное количество металла, а основная масса разбрызгивается в виде жидких капель;

- быстрый взрыв, при котором время ввода энергии сублимации меньше времени развития МГД неустойчивостей. Расширение проводника происходит без явных видимых нарушений цилиндрической формы. В таком режиме исчезновение металлической проводимости обусловлено парообразованием. Переход из конденсированного состояния в газовое возможен по двум механизмам: при давлении, превышающем критическое р > ркр, или при условии, что р < ркр, и в процессе нагрева до критической температуры Ткр изменение плотности удовлетворяет условию р > рб, (рб - плотность жидкого металла на бинодали).

- сверхбыстрый взрыв, развивается в условиях, когда магнитное поле не успевает проникнуть вглубь проводника (скинирование).

В работе [18] приведено выражение (1.2) для определения минимальной величины плотности тока, обеспечивающей переход от медленного к быстрому режиму ЭВП:

Н

1 > 12^ , ^

где кж - интеграл удельного действия тока [18], равный разности интегралов Нх (интеграл удельного действия тока от комнатной температуры до взрыва) и Н2

(интеграл удельного действия тока от комнатной температуры до температуры плавления), у - плотность жидкого металла.

Согласно [19], величина плотности тока, обеспечивающей переход от медленного к быстрому режиму ЭВП, может быть определена из выражения (1.3)

1 Е

} > , (1.3)

4 Ро^У

где Еисп. - энергия испарения металла, р0 - удельное сопротивление металла в жидкой фазе, у - плотность жидкого металла.

Рассчитанные с использованием выражений (1.2) и (1.3) значения плотностей тока, обеспечивающих режим быстрого взрыва, приведены в таблице 1.1. Для расчета использованы значения кж и Еисп, р0, у из работ [18, 20].

Таблица 1.1 - Значения }, обеспечивающие переход от медленного к быстрому режиму ЭВП для различных металлов, согласно [18, 19].

Металл 1 9 Плотность тока, /-10 А/см [18] 1 9 Плотность тока, /-10 А/см [19]

Си 2,7 2,0

А1 2,7 6,3

Ав 0,6 1,1

Бе 1,3

РЬ - 0,1

- 0,5

На примере нагрева медной проволочки импульсом тока с плотностью j ~

7

3,9-10 А/см показано [19], что характер ее разрушения определяется величиной введенной энергии Е, а не магнитогидродинамической (МГД) неустойчивостью, что было продемонстрировано в работе [21].

Согласно работам [22, 23] синтез наноразмерных частиц металлов методом ЭВП реализуется в режиме быстрого взрыва проводников. В этой связи, указанные в таблице 1.1 значения плотности тока определяют границу параметров, ниже которой осуществлять получение нанопорошков металлов методом ЭВП нецелесообразно.

1.3 Механизмы разрушения металла проводника в режиме быстрого

взрыва

Многообразие и сложность физических процессов, протекающих при быстром нагреве вещества импульсом тока, не позволили к настоящему времени построить полную общепринятую модель ЭВП [24]. В ряде работ, посвященных исследованию природы ЭВП, авторы описывают вероятные фазовые превращения металла на основании анализа временных зависимостей тока, напряжения, введенной энергии, а также высокоскоростного фотографирования расширяющихся продуктов ЭВП.

Согласно модели «волны испарения» [25], на поверхности проводника при ЭВП развивается процесс парообразования. Так как процесс кавитации в объеме проводника ограничен инерцией, для развития пузырьков с паром требуется больше времени, чем для распространения «волны испарения» от периферии к оси проводника. Предполагается, что вещество взрывающегося проводника существует только в двух состояниях: перегретый выше температуры квазиравновесного кипения металл, еще не захваченный фронтом фазового перехода, и перегретый неэлектропроводный расширяющийся пар.

В работе [26] при исследовании электрической проводимости алюминиевой

7

фольги в условиях нагрева импульсом тока с плотностью j ~ 3,3*10 А/см за время порядка 1 мкс, была показана несостоятельность механизма разрушения проводника, основанного на возникновении поверхностной волны испарения. Полученные экспериментальные данные свидетельствовали о более существенной зависимости сопротивления от введенной энергии (в два - три раза), чем это следовало из представлений о поверхностных волнах испарения. Отклонение зависимости удельного сопротивления от введенной энергии (температуры), полученное в эксперименте, от аналогичной зависимости, вытекающей из модели «волны испарения», наблюдалось авторами [26] уже при

значении Е, необходимом для нагрева проводника до температуры кипения. На основании полученных данных авторами был сделан вывод, что потеря проводимости металла может быть обусловлена процессами, протекающими в объеме проводника, а именно, объемным кипением, переходом жидкого металла в аэрозоль с размером частиц порядка сотен ангстрем.

На основании результатов проведенных исследований автор работы [27] выдвинул предположение о том, что в условиях нагрева проводника импульсом тока, при которых вещество проводника достигает термодинамического состояния, лежащего в окрестности спинодали за время ts < 10-5 с, проводник перегревается выше температуры кипения. В таких условиях нагрева разрушение метастабильной перегретой жидкости происходит вследствие флуктуационного механизма образования зародышей паровой фазы. Согласно [27], продуктом ЭВП в таких условиях является парожидкостная смесь с относительным содержанием пара в, не превышающим для разных металлов при ЭВП в воздухе, в тефлоне и воде значения 0,45.

Авторы работы [28] приходят к выводу, что взрывное вскипание жидкого металла при незначительном перегреве относительно температур, соответствующих бинодали, может быть объяснено только в предположении неравномерного по объему нагрева проводника импульса тока, вызванного наличием в реальных металлах структурных микронеоднородностей. Это, по мнению авторов, приводит к возникновению локальных перегревных областей и более раннему плавлению в них металла с последующим локальным парообразованием. В таких условиях механизм разрушения проводника авторы описывают следующей схемой: твердое состояние - жидкое - коллоидное -аэрозоль. Согласно изложенной схеме, сначала за счет локального парообразования, обусловленного локально-временной неоднородностью ввода энергии, происходит расслоение проводника на страты (грубое диспергирование), приводящее к потере проводимости, затем, в результате спада тока и снятия магнитного давления, происходит вскипание перегретого металла в стратах с

образованием аэрозоля. По мнению авторов [28], предложенная модель неравномерного нагрева проводника импульсом тока исключает возможность перегрева всего металла и не позволяет отождествлять начало взрывного вскипания проводника с моментом достижения предельной температуры перегрева Т* = (0,9 - 1,0)- Тк (где Ткр - критическая температура) в соответствии с

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Структурно-фазовые состояния биметаллических наночастиц, формирующихся при электрическом взрыве металлов с ограниченной взаимной растворимостью»

данными работы [27].

В работе [29] потеря металлической проводимости связывается с возникновением в объеме проводника относительно небольшого количества поверхностей разрыва металлических связей к моменту времени 13 (рис. 1.2б). В результате этого, жидкий металл дробится на микроскопические области, размер которых сопоставим с длиной пробега электрона X в данном металле. По мере нагревания, расширение проводника возрастает, что способствует увеличению числа поверхностей разрыва в единице объема. Проводимость металла резко падает, когда расстояние между поверхностями разрыва Ь, уменьшаясь с ростом температуры, достигает значений, близких к X.

Согласно [29], реализация предложенного в работах [27, 28] механизма ЭВП за счет энергии, запасенной в проводнике к моменту времени 13 (рис. 1.2б), представляется сомнительной. Так, при принудительном выключении тока вблизи tз, размер образующихся частиц золя оказывается значительно крупнее, чем при выключении тока вблизи ^ (рис. 1.2б), что противоречит данным работ [26, 27]. Автором [29] отмечается, что потеря проводимости происходит не за счет расслоения на макроскопические страты, а за счет дробления жидкого металла на микроскопические области с размером Ь ~ X. Само дробление в такой ситуации и инициирует возникновение страт.

По нашему мнению, используемое в работе [29] сопоставление длины свободного пробега электрона с размером частиц золя является некорректным, поскольку размер образующихся частиц зависит не только от плотности тока в

проводнике, но и от молярной массы (Не, Аг), а также от давления буферного газа [23, 30].

Проведенные в работах [31, 32] исследования состояния вещества керна позволили утверждать, что в начальной фазе электрического взрыва проводник находится в двухфазном состоянии (жидкий металл - пар). Формирование данного состояния, по мнению авторов, обусловлено неоднородным тепловыделением вследствие микроструктурной неоднородности и зависимостью электропроводности от температуры. В условиях нагрева проводника импульсом тока расплавленная центральная часть неравномерно перегревается выше точки кипения и объемно вскипает, формируя структуру пены. Согласно [33], при введении энергии Е, необходимой для нагрева металла до температуры кипения, агрегатное состояние продуктов взрыва А§, Аи, Си, А1, N1, Т1, Р1:, Мо, W характеризуется формирующейся пенообразной структурой. Увеличение Е до значений порядка Ес приводит к переходу пенообразной структуры продуктов взрыва в состояние мельчайших капель - кластеров (первичные частицы). В работе отмечается, что электрический взрыв серебряных, медных, алюминиевых проводников при значениях Е/Ес, лежащих в интервале от 1,5 до 3,0, сопровождается полным переходом металлического проводника в газоплазменное состояние.

В работе [34] на примере вольфрамового проводника, нагреваемого

8 2

импульсом тока плотностью 2,0-10 А/см , показано, что при Е < Ес (Ес = 8,6 эВ/атом), продукты ЭВП находятся преимущественно в конденсированной фазе (рис.1.2 в, г, д, е), представленной жидкими каплями субмикронного размера. При Е > Ес, наблюдается формирование по длине проводника участков (страт), вещество которых находится в слабоионизованном состоянии (рис. 1.3 ж).

Мелкомасштабная слоистая структура (страты) медного проводника,

72

нагреваемого импульсом тока плотностью у ~ 3,9-10' А/см , также наблюдалась в работе [19]. По мнению авторов, формирование страт может быть вызвано

развитием перегревной неустойчивости, возникающей при «случайном увеличении сопротивления, вызванном неоднородностью температуры, состава или диаметра в каком-либо поперечном слое проводника, вызывающем локальное увеличение тепловыделения, что приводит к еще большему увеличению

сопротивления этого слоя» [35]. Согласно [36], образование страт при нагреве

8 2

медных и никелевых проводников импульсом тока плотностью у - 10 А/см , также связано с развитием перегревных неустойчивостей. Основой механизма перегревной неустойчивости, по мнению авторов, является «эффект резкого увеличения удельного сопротивления проводника при повышении температуры». Небольшое локальное увеличение температуры приводит к росту сопротивления в данной области. В соседних с данной неоднородностью участках проводника, расположенных в слое, перпендикулярном к направлению тока, плотность тока повышается, что приводит к последующему росту температуры и сопротивления в данном слое. Приведенный механизм неоднородного нагрева, по мнению авторов [36], способствует формированию страт в проводнике еще до начала взрывообразного расширения керна. Участки проводника с повышенным выделением энергии, по мнению авторов, находятся в состоянии слабоионизованной плазмы, тогда как холодные участки наиболее вероятно представляют собой дисперсную среду, состоящую из частиц субмикронного размера, взвешенных в парах металла. Указанные выводы были сделаны авторами на основании анализа экспериментальных данных ЭВП меди и никеля, полученных при значениях Е порядка 2,5-Ес и 1,5-Ес соответственно.

Проведенные авторами [36] расчеты показали, что превышение ввода энергии в горячие области никелевого проводника может являться пяти/шестикратным в сравнении с холодными областями, не затронутыми развитием перегревных неустойчивостей. Представленные в работе [37] результаты математического моделирования формирования страт в условиях

нагрева алюминиевого проводника импульсом тока j ~ 10 А/см , показали, что при Е ~ 1,4-Ес температура вещества страт находится в интервале 1,0 ^ 2,5-104 К.

Рисунок 1.3 - Фазовое состояние продуктов ЭВП вольфрама при различных значениях Е [34]. й - диаметр проводника, V - скорость расширения продуктов взрыва, t - время, прошедшее с момента, соответствующего максимуму напряжения (момент взрыва).

Представленные в работе [36] данные о двухфазном состоянии вещества керна, формирующегося при ЭВП меди и значении Е/Ес ~ 2,5, не согласуются с данными работы [33], согласно которым медный проводник при Е/Ес >1,5 переходит в газоплазменное состояние.

Согласно [17], инициатором развития перегревной неустойчивости может стать пузырек пара, инициирующий увеличение плотности тока в плоскости, перпендикулярной направлению протекания тока. При этом остается неясным, по какому из механизмов - гомогенному или гетерогенному, происходит формирование парогазовой фазы в объеме проводника.

В работе [38] была показана возможность устойчивого роста зародышей газовой фазы, имеющих «дискообразную» форму, что обусловлено отсутствием влияния электродинамических сил на рост зародышей с указанной формой. Формирование же устойчивых зародышей газовой фазы со сферической формой может происходить лишь при температурах, лежащих в интервале от 0,9-Ткр до Ткр [17]. Однако указанные значения температуры гораздо выше значений, установленных в работе [28], где интенсивное расширение диаметра медного проводника при ЭВП фиксировалась при более низких температурах.

Значительное влияние на динамику ЭВП и фазовое состояние керна могут оказывать локальные дефекты структуры, что проявляется в формировании областей с повышенным выделением энергии в виде разрывов керна, масштаб которых превышает масштаб страт, формирующихся при ЭВП в режиме быстрого взрыва [39].

Представленный в данном разделе обзор экспериментальных данных показывает, что формирующийся при ЭВП керн находится в двухфазном состоянии (конденсированная фаза - газ/плазма) на ранней стадии расширения. Однако обзор работ показывает, что отсутствует общепринятое представление о механизме формирования двухфазного состояния продуктов ЭВП и его дальнейшей эволюции. В частности, остается неясным, происходит ли полный переход вещества проводника в газо-плазменное состояние при Е > Ес.

1.4 Анализ структурных превращений в условиях нагрева металла/сплава импульсом тока большой плотности

В работах [40, 41] при исследовании фазового состава биметаллических частиц Си-7п и Бп-РЬ авторы указывают на связь между исходной микроструктурой проводника (фазовым составом) и фазовым составом частиц, формирующихся при ЭВП сплавов. Необходимо отметить, что существование первичных частиц с квазикристаллической структурой (что следует из наследования формирующимися при ЭВП сплавов биметаллическими частицами фазового состава сплавов Л63 и ПОС 61 [40, 41]) в жидком металле/сплаве, формирующемся в условиях однородного нагрева проводника импульсом тока, противоречит современным представлениям о строении жидких металлов/сплавов [42].

На смену представлению о структуре жидкого металла, как сильно дефектном кристалле или случайном комплексе хаотически расположенных микрокристаллов, пришло понимание, что жидкость является фазой со специфической структурой расположения атомов ближнего порядка (рис. 1.4).

На рисунке 1.4 (а) показана функция радиального распределения атомов g (г) для жидкого золота при 1100 °С, а также характер расположения атомов (рис. 1.4 б) [43]. Так как некоторые межатомные расстояния вблизи центральной частицы реализуются более часто (гтах), а другие реже (гт1п), это свидетельствует о существовании некоторой упорядоченности в расположении атомов жидкости, получившей название «ближнего порядка». Характер функции g(г) (рис.1.4 б) показывает, что атомы большую часть времени находятся вблизи расстояний г1тах, г2тах, г3тах, а в определенный момент разбросаны вблизи этих расстояний.

а) б)

Рисунок 1.4 - Функция g (г) в жидком золоте (а) и картина расположения атомов в жидком металле (б).

Согласно [44], время «оседлой жизни» т0 и период теплового колебания атомов «тв» для жидких металлов уже при небольших перегревах над температурой плавления различаются всего лишь на порядок, что отличается от значений, предложенных ранее Френкелем (т0/т0 ~ 500).

В работах [45, 46] впервые для описания строения жидких металлов был предложен подход, основанный на некристаллической природе строения ближнего порядка, представленного в виде плотноупакованных структур (икосаэдрических кластеров). Экспериментальное подтверждение предложенного подхода было впервые получено в работе [47], что показало кардинальное отличие структуры, характерной для жидких металлов при перегревах незначительно выше температуры плавления, от структуры, характерной для металлов в твердом состоянии.

На вероятность формирования кластеров ближнего порядка с плотной упаковкой атомов в жидком сплаве Л63 в условиях ЭВП, по нашему мнению, указывают данные работ [48, 49]. В работе [48] было установлено, что в условиях

нагрева импульсом тока плотностью у = 5-106 А/см2 латунных проволочек (сплавы Л80, Л68 и Л63), для последнего при переходе в жидкую фазу наблюдается уменьшение удельного сопротивления с ростом температуры (др/дТ < 0). Согласно [48], наблюдаемая зависимость др/дТ < 0, является следствием формирования в объеме проводника паров цинка, приводящих к перераспределению токовых каналов. Однако, наблюдаемая в работе [49] зависимость др/дТ < 0 для жидкой фазы сплава Си-50 ат. % 7п, объясняется особенностью структуры ближнего порядка.

Согласно [43], уменьшение удельного сопротивления сплавов меди с А1, 7п, Бп и др, находящихся в жидкой фазе, наблюдается при содержании легирующего элемента, приводящего к формированию структуры ближнего порядка с концентрацией валентных электронов 1,5 и 1,75 электрон/атом. В соответствии с теорией жидких металлов Займана, при указанных значениях концентрации валентных электронов для сплавов и двухвалентных металлов, находящихся в жидкой фазе, уменьшение удельного сопротивления с ростом температуры обусловлено динамикой структурного фактора, являющейся следствием статистической структурой жидких металлов/сплавов [43,44,50].

На возможность формирования структуры ближнего порядка жидких сплавов Си-37 ат. % 7п (Л63) и Си-50 ат. % 7п с концентрацией валентных электронов 1,5 электрон/атом, указывают данные диаграммы состояния системы Си-7п [51]. Формирование кристаллической структуры (в-фазы) с концентрацией валентных электронов близкой к 1,5 электрон/атом для состава Си-37 ат. % 7п, осуществляется в интервале температур 800 ^ 900 °С [52]. Существование в-фазы, согласно диаграмме состояния Си-7п, ограничено в области малых концентраций значением 36,1 % ат. для 7п. Данное значение подтверждает возможность перехода сплава Л63, для которого содержание 7п, согласно [53], находится в интервале 34,2^37,2 % ат., в в-фазу при однородном нагреве проводника импульсом тока. При этом, ОЦК структура в-фазы латуни соответствует плотной упаковке неправильных тетраэдров, обеспечивающей высокую плотность и

координационное число, близкое к 14 [54]. Дальнейший нагрев проволочки приводит к плавлению у#-фазы с сохранением структуры ближнего порядка, имеющей концентрацию валентных электронов, близкую к 1,5 электрон/атом. Сохранение в жидкой фазе ближнего порядка, характерного для в-фазы, обусловлено отрицательной величиной энтальпии смешения расплава ^^п [55]. Для расплавов c отрицательной величиной энтальпии смешения характерно формирование структур ближнего порядка из разноименных атомов (^ и Zn) [54]. При этом вероятное формирование ближнего порядка с высокой плотностью упаковки атомов согласуется с современными представлениями о строении ближнего порядка расплавов металлов/сплавов [42].

В отличие от сплава Л63, для сплава ПОС 61, находящегося в жидкой фазе при перегревах незначительно выше температуры плавления, ближний порядок вероятно представлен «упаковками» атомов двух типов Sn-Sn и Pb-Pb (положительная энтальпия смешения) [56]. С помощью электронографии авторы зафиксировали, что после плавления структурный фактор жидкой фазы сплава Sn-26,1 ат. % Pb фиксируется с наплывами на максимумах, свидетельствующими о суперпозиции структурных факторов жидких фаз свинца и олова. При последующем нагреве образца до температур 460-470 °С качественного изменения дифракционной картины авторами не наблюдалось. Однако после перехода через температуру 480 °С, соответствующую аномалиям плотности и коэффициента термического расширения жидкой фазы, положение максимума структурного фактора и его форма резко изменялись, что было интерпретировано авторами как переход к гомогенному раствору свинца в олове. Последующие нагрев, охлаждение, термоциклирование жидкой пленки, не выявили признаков восстановления квазиэвтектической структуры, что подтверждало предположение о переходе жидкой фазы Sn-26,1 ат. % Pb в состояние гомогенного раствора. Если исходный расплав нагревали выше температуры гомогенизации (480 °С), то в кристаллической структуре пленки, формирующейся при охлаждении, отсутствовали рефлексы свинца, а линии олова существенно смещались, что

свидетельствовало о формировании кристаллической структуры аномально пересыщенного твердого раствора свинца в олове. Таким образом, данные работы [56] показывают, что структура жидкой фазы сплава ПОС 61, формирующаяся при нагреве сплава выше 480 °С, может существенно отличаться от исходной кристаллической структуры проводника, представленной твердыми растворами на основе олова и свинца.

Показанная выше возможность перехода кристаллической структуры металлов и сплавов в жидкую фазу с сохранением ближнего порядка в результате однородного нагрева проволочек импульсом тока, позволяет выдвинуть следующие предположения о вероятных структурных и фазовых превращениях в металлах и сплавах при ЭВП:

- в условиях нагрева импульсом тока плотностью у ~ 5-106 А/см2 происходит однородный нагрев кристаллической структуры сплава Л63, что приводит к зависимости др/дТ < 0 для жидкой фазы сплава Л63. Однородный нагрев препятствует развитию перегревных неустойчивостей в объеме проводника на стадии нагрева твердой фазы. Вероятный переход исходной а-фазы в в-фазу при нагреве проводника Л63 импульсом тока ставит под сомнение предложенный в работе [40] механизм образования а- и в-фазы латуни в образцах наночастиц, формирующихся при ЭВП сплава Л63;

- уменьшение удельного сопротивления с ростом температуры при ЭВП сплава Л63 [48] не может быть объяснено в рамках модели формирования первичных частиц конденсированной фазы, основанной на преимущественном выделении энергии на границах кристаллитов [57, 58]. Как следует из [57], размер йокр формирующихся частиц оказывается всегда меньше размера йокр исходного проводника. Указанные изменения размера йокр, согласно [58], обусловлены переходом межкристаллитных областей и некоторой объемной доли кристаллитов в паровую фазу в условиях нагрева импульсом тока. При нагреве жидкого металла, увеличение объемной доли межкластерных областей способствует более интенсивному рассеянию электронов проводимости, и, как следствие,

постоянному росту удельного сопротивления проводника [59], что не согласуется с данными [48].

Применимость теории Займана для объяснения уменьшения удельного сопротивления жидкой фазы сплава Л63 с ростом температуры дает основание рассматривать структуру жидких металлов/сплавов как систему, представленную статистическим расположением атомов [44].

Согласно теории Займана, рассеяние электронов в жидком металле происходит на слабом хаотическом потенциале У(г), охватывающем весь объем, что кардинально отличается от механизма рассеяния электронов проводимости, вытекающего из кластерной модели строения жидких металлов [58]. Потенциал У(г) (1.4) складывается из потенциалов отдельных атомов Э(г - Яг) расположенных в точках Яг [50]

У(г) = ^и(г - %), (1.4)

%

Таким образом, при статистическом подходе к описанию строения жидких металлов/сплавов, формирование неоднородной структуры жидкого металла, приводящее к неоднородному выделению энергии в объеме проводника при ЭВП, будет определяться условиями теплового расширения.

Эволюция структуры жидкого металла может быть изучена с использованием кластерно-ассоциатной модели строения жидких металлов. Кластерно-ассоциатная модель строения жидких металлов была предложена на основании статистического подхода к описанию структуры жидких металлов [6063]. В основу модели авторами было положено распределение Больцмана для атомов по тепловым барьерам плавления и кипения. Согласно кластерно-ассоциатной модели, надбарьерные по теплоте кипения атомы формируют полную хаотизацию жидкого состояния («квазигазовая» динамика), а подбарьерные по теплоте кипения атомы, называемые жидкоподвижными,

формируют кластеры ближнего бесструктурного порядка в жидком металле/сплаве. При температурах, незначительно превышающих температуру плавления металла, кластеры ближнего порядка вследствие ван-дер-ваальсового взаимодействия, формируют ассоциаты. На вероятность формирования кластерами кластерных ассоциатов указывают данные работы [64]. Так, при плавлении алюминиевого прутка с крупнозернистой структурой с небольшим перегревом выше температуры плавления, формирующийся при охлаждении слиток имеет также крупнозернистую структуру. Структурная наследственность также проявляется и при плавлении и кристаллизации алюминиевого прутка с малым размером зерна.

Согласно кластерно-ассоциатной модели, переход жидкого металла от конденсированного состояния, представленного ассоциатами кластеров, к двухфазному (жидкость-газ), происходит при значении степени ассоциации кластеров (а) а <1. Указанный переход сопровождается лавинообразным ростом числа атомов с «квазигазовой» динамикой, что приводит к формированию двухфазного состояния «жидкость-газ».

Для подтверждения указанных выше предположений о структурных превращениях и фазовых переходах вещества проводников при ЭВП, необходимо проведение дополнительных исследований, направленных на определение температурной зависимости удельного сопротивления проводников двухвалентных металлов и сплавов с концентрацией валентных электронов 1,5 или 1,75 электрон/атом при нагреве импульсом тока с плотностью у = 10 ^ 108 А/см2.

1.5 Зависимость структурных характеристик металлических наночастиц от параметров электрического взрыва проводника

Рядом авторов эволюция вещества керна оценивалась на основании данных, полученных из анализа структурных характеристик наночастиц металлов, а также биметаллических наночастиц, формирующихся при совместном электрическом взрыве двух проводников разных металлов или сплавов. На основании результатов исследований зависимостей среднеповерхностного размера частиц (а3) и среднего размера областей когерентного рассеяния (<Лощ) наночастиц металлов, а также фазового состава биметаллических наночастиц от величины Е/Ес, авторами были выдвинуты предположения о преобладании содержания конденсированной и/или газо-плазменной фазы в продуктах взрыва на ранней стадии их расширения.

В соответствии с [65], дисперсный состав синтезируемых методом ЭВП порошков определяется двумя механизмами формирования частиц, а именно, диспергированием жидкого металла и конденсацией паровой фазы. Так, при малых значениях Е ~ (0,3-0,7)-Ес происходит диспергирование жидкого проводника на капли микронного размера. При значениях энергии Е, лежащих в интервале (1,0-1,7)-Ес, формирование частиц идет как за счет диспергирования жидкого проводника, так и за счет конденсации паровой фазы, а при значениях Е > 2Ес дисперсность порошка определяется механизмом конденсационного образования частиц. Результаты проведенных исследований позволили автору [65] предложить модель строения наночастиц, полученных методом ЭВП (рис. 1.5). Изучение характеристик наночастиц алюминия (пикнометрическая плотность, параметр ячейки, относительная упорядоченность кристаллической структуры, концентрация дефектов) позволило выявить их зависимость от среднего размера частиц и природы буферного газа. Автором было показано, что вид функции распределения частиц по размерам зависит от величины Е/Ес.

Рисунок 1.5 - Модель строения наночастиц [65]. 1 - кристаллическое зерно, 2 -аморфная и квазиаморфная фазы, 3 - поры и газовые включения, 4 - слой адсорбированного защитного газа

Согласно [66], нормально-логарифмическое распределение наночастиц по размерам может свидетельствовать о том, что формирование наночастиц идет за счет коалесценции (коагуляции) частиц (кластеров) меньших размеров. Это позволило автору [67] предположить, что при ЭВП наночастицы формируются за счет объединения первичных частиц, образующихся на стадии диспергирования проводника импульсом тока. Формирование первичных частиц согласно [67] происходит вследствие неоднородного выделения энергии, обусловленного особенностями микроструктуры жидкой фазы проводника. Формирующаяся при Е > Ес микроструктура проводника, по мнению автора, представлена двумя областями с «плотной» (кластерами) и «рыхлой» упаковкой атомов. Основным каналом диссипации энергии при Е > Ес для указанной структуры будет являться ионизация вещества проводника в областях с рыхлой упаковкой вследствие развития перегревных неустойчивостей, что способствует нарушению термодинамического равновесия системы, приводящему к разрушению проводника с формированием продуктов взрыва в виде смеси конденсированной (первичные частицы) и газоплазменной фаз.

Предложенная в [67] модель фазового состояния вещества проводника в момент взрыва основывалась на следующих экспериментальных данных:

- уменьшение напряжения, соответствующего моменту взрыва, с ростом перегрева (Е/Ес> 1,0), что, вероятно, отражает развитие ионизационных процессов в квазигазовых областях [68];

- наличие «блочной структуры» у отдельных наноразмерных частиц алюминия [69], полученных при отрицательной температуре (-5 °С) буферного газа (аргон), по мнению автора, свидетельствует о неполном испарении диспергируемого металла и коагуляционном механизме формирования наночастиц в результате объединения первичных частиц.

Необходимо отметить, что формирование газовой фазы, служащей согласно [67] основным каналом диссипации энергии при Е > Ес, вероятно происходит и при Е<Ес, в соответствии с данными работ [34,70], свидетельствующими о «пенообразной» структуре вещества керна при Е < Ес.

Механизм формирования первичных частиц конденсированной фазы, присутствующих в продуктах ЭВП на ранней стадии расширения керна, рассматривался в работах [57, 58]. По мнению авторов, присутствие первичных частиц в продуктах взрыва связано с неоднородным выделением энергии в объеме проводника, обусловленным наличием дефектов в виде межкристаллитных границ. Преобладающее рассеяние электронов на границах кристаллитов в условиях протекания по проводнику импульса тока приводит к формированию неустойчивой гетерогенной среды, состоящей из пара, формирующегося за счет вскипания межкристаллитных областей, и первичных частиц с размером, близким к размеру кристаллитов в исходном проводнике. Согласно [58], удельное сопротивление проводника, при преобладающем влиянии межкристаллитных границ на рассеяние электронов проводимости, определяется из выражения (1.5):

4

р = зaP0, (15)

где а = (!0-Я)/(&О); 10 - длина свободного пробега электрона без учета рассеяния на границе зерна; Я - коэффициент отражения электрона от потенциального

барьера; Л=(1-Я) - коэффициент прозрачности потенциального барьера; d -размер кристаллита; р и р0 - удельное сопротивление без учета и с учетом рассеяния электронов на границах кристаллитов соответственно.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Первиков Александр Васильевич, 2018 год

Список литературы

1. Toshima N and Yonezawa T New J. Chem. 1998, 22. рр. 1179-201.

2. Florent Calvo. Nanoalloys: from fundamentals to emergent applications. 2013, 416 р.

3. Ma E. Progress in Materials Science. 2005, 50. рр. 413-509.

4. Авраамов Ю.С., Шляпин А. Д. Сплавы на основе систем с ограниченной растворимостью в жидком состоянии. Изд-во Интерконтакт наука, М.: 2002.-372 с.

5. Григорьева Т.Ф., Баринова А.П., Ляхов Н.З. Механохимический синтез интерметаллических соединений // Успехи химии. 2001. Т. 70. № 1, С. 5271.

6. Gopi Krishnan, Marcel A. Verheijen, Gert Н. ten Brink, George Palasantzas and Bart.J.Kooi. Tuning structural motifs and alloying of bulk immiscible Mo-Cu bimetallic nanoparticles by gas-phase synthesis. Nanoscale, 2013, 12, рр. 53755383.

7. Cyril Langlois, Z. L. Li, Jun Yuan, Damien Alloyeau, Jaysen Nelayah, Davide Bochicchio, Riccardo Ferrando and Christian Ricolleau. Transition from core-shell to Janus chemical configuration for bimetallic nanoparticles. Nanoscale, 2012, 4, рр. 3381-3388.

8. F.C. Campbell. Elements of Metallurgy and Engineering Alloys. - ASM International. 2008. - 672 р.

9. Zaneta Swiatkowska-Warkocka, Alexander Pyatenko, Franciszek Krok, Benedykt R. Jany and Marta Marszalek. Synthesis of new metastable nanoalloys of immiscible metals with a pulse laser technique // Scientific Reports, 2015, 5, Article number: 9849.

10. Zaneta Swiatkowska-Warkocka, Kenji Koga, Kenji Kawaguchi, Hongqiang Wang, Alexander Pyatenko and Naoto Koshizaki. Pulsed laser irradiation of colloidal

nanoparticles: a new synthesis route for the production of non-equilibrium bimetallic alloy submicrometer spheres // RSC Adv., 2013, 3, р. 79-83.

11. Andreas Walther and Axel H. E. Muller. Janus Particles: Synthesis, Self-Assembly, Physical Properties, and Applications // Chem. Rev., 2013, 113 (7), pp 51945261.

12. T. Ohno. Morphology of composite nanoparticles of immiscible binary systems prepared by gas-evaporation technique and subsequent vapor condensation // Journal of Nanoparticle Research, 2002, 4, pp. 255-260.

13. M. M. Mariscal, A. Mayoral, J. A. Olmos-Asar, C. Magen, S. Mejia-Rosales, E. Perez-Tijerinae and M. Jose-Yacaman. Nanoalloying in real time. A high resolution STEM and computer simulation // Nanoscale, 2011, 3, 5013-5019.

14. Yoshinori Tokoi, Takuya Orikawa, Tsuneo Suzuki, Tadachika Nakayama, Hisayuki Suematsu and Koichi Niihara, Phase Control of Ti-Fe Nanoparticles Prepared by Pulsed Wire Discharge, Jpn J Appl Phys 50, 01BJ06 (2011).

15. Satoru Ishihara, Tetsuya Koishi, Takuya Orikawa, Hisayuki Suematsu, Tadachika Nakayama, Tsuneo Suzuki, and Koichi Niihara, Synthesis of intermetallic NiAl compound nanoparticles by pulsed wire discharge of twisted Ni and Al wires Intermetallics 23, 134 (2012).

16. А.П. Ильин, О.Б. Назаренко, Д.В. Тихонов, Г.В. Яблуновский, Получение и свойства электровзрывных нанопорошков сплавов и интерметаллидов, Известия Томского политехнического университета. 2005, Т. 308, № 4, C. 71 - 74.

17. Бурцев В.А., Калинин Н.В., Лучинский А.В. Электрический взрыв и его применение в электрофизических установках. - М.: Энергоатомиздат, 1990. -288 с.

18. Седой В.С. Исследование электрического взрыва проводников и его применение в электрофизических установках: дис. ...д-ра техн. наук: 01.04.13 / Седой Валентин Степанович. - Томск., 2003. - 235 с.

19. Колгатин С.Н., Лев М.Л., Перегуд Б.П., Степанов А.М., Федорова Т.А., Фурман А.С., Хачатурьянц А.В. Разрушение медных проводников при

7 2

протекании по ним тока плотностью, большей 10 А/см // ЖТФ. 1989, Т. 59, № 9, С. 123 - 133.

20. Физические величины: Справочник/ А.П. Бабичев, Н.А. Бабушкина, А.М. Братковский, и др.; Под. ред. И.С. Григорьева, Е.З. Мейлихова. - М.; Энергоатомиздат, 1991. - 1232 с.

21. Абрамова К.Б., Златин Н.А., Перегуд Б.П. Магнитогидродинамические неустойчивости жидких и твердых проводников. Разрушение проводников электрическим током // ЖЭТФ. 1975, Т. 69, Вып. 6(12), С.2007 - 2022.

22. Котов Ю.А. Электрический взрыв проволоки - метод получения слабоагрегированных нанопорошков // Российские нанотехнологии. 2009. Т. 4, №1-2 С. 40-49.

23. Лернер М.И., Сваровская Н.В., Псахье С.Г., Бакина О.В. Технология получения, характеристики и некоторые области применения электровзрывных нанопорошков металлов // Российские нанотехнологии. 2009. Т. 4, № 9-18 С. 6 -18.

24. Романова В.М., Иваненков Г.В., Мингалеев А.Р., Тер-Оганесьян А.Е., Шелковенко Т.А., Пикуз С.А. Электрический взрыв тонких проводников: три группы материалов // ФИЗИКА ПЛАЗМЫ, 2015, том 41, № 8, С. 671-692.

25. Bennett F. D., Kahl G. D., Wedemeyer E. H. Resistance Changes caused by Vaporization Waves Exploding Wires // In.: Exploding Wires, vol. 3, (Ed. By ChaseW., and Moore H.), N.-Y., Plenum Press, 1964, p. 65 - 84.

26. Байков А.П., Герасимов Л.С., Искольдский А.М. Экспериментальное исследование электрической проводимости алюминиевой фольги в процессе электрического взрыва // ЖТФ. 1975, Т. 45, № 1, С. 49 - 55.

27. Мартынюк М.М. Фазовый взрыв метастабильной жидкости // Физика горения и взрыва. 1977. Т. 13. № 2, С. 213 - 229.

28. Гревцев Н.В., Золотухин В.Д., Кошурников Ю.М., Летягин В.А., Махорин Б.И. О характере вскипания меди при импульсном нагреве проходящим током // Теплофизика высоких температур. 1977, Т. 15, № 2, С. 362 - 369.

29. Лебедев С.В., Савватимский А.И. Металлы в процессе быстрого нагревания электрическим током большой плотности // УФН, 1984, Т. 144, Вып.2,

C. 215 - 250.

30. Sindhu T.K., Sarathi R, Chakravarthy S.R. Generation and characterization of nano aluminium powder obtained through wire explosion process // Bull. Mater. Sci., Vol. 30, No. 2, April 2007, pp. 187-195.

31. Пикуз С.А., Иваненков Г.В., Шелковенко Т.А., Хаммер Д. О фазовом состоянии вещества керна в мощном разряде через проволочки // Письма в ЖЭТФ. 1999. Т. 69. № 5. С. 349 - 354.

32. S.A. Pikuz, T.A. Shelkovenko, D. B. Sinars, J.B. Greenly, Y. S. Dimant,

D.A. Hammer. Multiphase Foamlike Structure of Exploding Wire Cores // Phys. Rev. Lett.. 1999. V.83, № 21, рр. 4313 - 4316.

33. G. S. Sarkisov, P. V. Sasorov, K. W. Struve and D. H. McDaniel. State of the metal core in nanosecond exploding wires and related phenomena // J. Appl. Phys. 2004, V. 96, N.3, pp. 1674 - 1686.

34. G. S. Sarkisov, K. W. Struve and D. H. McDaniel. Effect of deposited energy on the structure of an exploding tungsten wire core in a vacuum // Phys. Plasmas. 12, 052702 (2005).

35. Лев М.Л., Перегуд Б.П. Перегревная неустойчивость металлических проводников с током // ЖТФ, 1981, Т.51, Вып.6, C. 1205 - 1211.

36. Бакшт Р.Б., Ткаченко С.И., Романова В.М., Мингалеев А.Р., Орешкин В.И., Тер-Оганесьян А.Е., Хаттатов Т.А., Шелковенко Т.А., Пикуз С.А. Динамика стратообразования и развитие перегревной неустойчивости при электрическом взрыве проводников // ЖТФ, 2013, Т. 83, Вып. 8, С. 43 - 52.

37. Орешкин В. И., Хищенко К. В., Левашов П. Р., Русских А. Г., Чайковский С. А. Образование страт при быстром электрическом взрыве цилиндрических проводников // ТВТ, 2012. Т. 50, № 5, с. 625-637.

38. Павлов А.П. Вскипание металлов, разогреваемых электрическим током // Теплофизические исследования жидкостей. Свердловск: УНЦ АН СССР, 1975. С. 20 - 24.

39. Ткаченко С.И., Хаттатов Т.А., Романова В.М., Мингалеев А.Р., Бакшт Р.Б., Орешкин В.И., Шелковенко Т.А., Пикуз С.А. Изучение случайных разрывов керна при электрическом взрыве проволочек // Физика плазмы, 2012. Т.38, № 2, С. 117 - 127.

40. Ляшко А.П., Савельев Г.Г., Тихонов Д.В. Морфология, фазовый состав и окисление порошков, полученных электрическим взрывом латунных проволочек // ФХОМ. 1992. №6. С. 127 - 130.

41. Ильин А.П., Тихонов Д.В. Морфология, фазовый и химический состав порошков, полученных при электрическом взрыве проводников из сплава олово-свинец // ФХОМ. 2001. №3. С. 68 - 71.

42. Полухин В.А., Ватолин Н.А. Геометрия ближнего порядка в жидких, аморфных и наноразмерных фазах металлов // Расплавы. 2004. № 5, С. 6 - 24.

43. Арсентьев П.П., Коледов Л.А. Металлические расплавы и их свойства. - М.: «Металлургия», 1976. - 376 с.

44. Прохоренко В.Я. Электропроводность и атомная динамика в жидких металлах // УФН, 1975, Т. 115, вып. 3, С. 521 - 529.

45. Frank F.G. Supercooling of liquids. - Proc. R. Soc. London, 1952, A215, № 1, p. 43 - 46.

46. Bernal J.D. The structure of liquids. - Proc. R. Soc. London, 1964, A280, p. 299 - 322.

47. Schenk T., Holland-Moritz D., Simonet V. et al. Icosahedral short-range order in deeply undercooled metallic melts // Phys. Rev. Lett., 2002, V. 89, № 7, p. 075507:1 - 4.

48. Канаев Н.А., Лебедев С.В., Савватимский А.И., Степанова Н.В., Фоченков Б.А. Электросопротивление и энтальпия меди, латуней и бронз в твердом и жидком состояниях // Металлы, 1989, № 3, С. 48 - 55.

49. Романова А.В., Павлова Э.А. Электропроводность сплавов систем Ag-Zn и Cu-Zn в жидком состоянии // Украинский физический журнал, 1972. T. 17. №8. С.1239 - 1244.

50. Гантмахер В.Ф. Электроны в неупорядоченных средах. - М.: ФИЗМАТЛИТ, 2013. - 288 с.

51. Диаграммы состояния двойных металлических систем: Справочник: В 3 т. / Под общей ред. Н.П. Лякишева. - М.: Машиностроение, 1997.

52. В. Юм-Розери. Введение в физическое металловедение. - М.: Металлургия, 1965. - 204 с.

53. ГОСТ 15527 - 2004. Сплавы медно-цинковые (латуни), обрабатываемые давлением.

54. Уманский Я.С., Скаков Ю.А. Физика металлов. Атомное строение металлов и сплавов: Учебник для вузов. - М.: Атомиздат, 1978, 352 с.

55. Смитлз К. Дж. Металлы: Справ. изд. Пер. с анг., 1980, 447 с.

56. Попель П.С. Метастабильная микрогетерогенность расплавов в системах с эвтектикой и монотектикой и ее влияние на структуру сплава после затвердевания // Расплавы. 2005. №1 С. 22 - 48.

57. Sedoi V. S., Ivanov Yu. F. Particles and crystallites under electrical explosion of wires // Nanotechnology 19 (2008) 145710 (6pp).

58. Волков Н.Б., Майер А.Е., Седой В.С., Фенько Е.Л., Яловец А.П. Механизмы генерации наноразмерных металлических частиц при электрическом взрыве проводников // ЖТФ. 2010. Т.80. Вып.4. С. 77 - 80.

59. Григорович В.К. Металлическая связь и структура металлов. - М.: Наука, 1988. - 296 с.

60. Малышев В. П., Толымбеков М. Ж., Турдукожаева А. М., Кажикенова А. Ш., Акуов А. М. Применение обобщенной полуэмпирической модели вязкости

расплавов на основе концепции хаотизированных частиц для шлаковых систем // Расплавы, 2010, №1, С. 76 - 84.

61. Малышев В. П., Толымбеков М. Ж., Турдукожаева А. М., Кажикенова А. Ш., Акуов А. М. Течение расплавов - разрушение ассоциаций кластеров // Расплавы, 2010, №6, С. 43 - 49.

62. Малышев В. П., Турдукожаева А. М. Уточнение кластерно-ассоциатной модели вязкости расплавов на основе учета влияния температуры на степень ассоциации кластеров // Расплавы, 2011, №6, С. 72 - 79.

63. Малышев В. П., Турдукожаева А. М. Площадь поверхности кластеров в жидкости // Расплавы, 2013, №4, С. 69 - 83.

64. Майборода В.П., Шпак А.П., Куницкий Ю.А. Структурные аспекты теории плавления и затвердевания. - К.: Академпериодика, 2002. - 124 с.

65. Яворовский Н.А. Электрический взрыв проводников - метод получения ультрадисперсных порошков: дис. ... кан-та техн. наук: 05.14.12 / Яворовский Николай Александрович. - Томск., 1982. - 150 с.

66. Оленин А.Ю. Механизмы формирования металлических наночастиц // Российские нанотехнологии, 2012. Т.7, № 5-6, С. 53-55.

67. Лернер М.И. Образование наноразмерной фазы при электрическом взрыве проводников // Изв. Вузов Физика, 2006. № 6. С.91 - 95.

68. Седой В. С. Некоторые закономерности электрического взрыва проводников // ЖТФ, 1976, Т.46, № 8, С. 1707 - 1710.

69. Лернер М.И, Шаманский В.В. Формирование наночастиц при воздействии на металлический проводник импульса тока большой мощности // Журнал структурной химии, 2004. Т. 45, С. 112-115.

70. Савватимский А.И., Коробенко В.Н. Высокотемпературные свойства металлов атомной энергетики (цирконий, гафний и железо при плавлении и в жидком состоянии). - М.: Издательский дом МЭИ, 2012. - 216 с.

71. Новиков И.И. Дефекты кристаллического строения металлов. Учебное пособие для вузов. М.: Металлургия, 1983, - 232 с.

72. Горелик С.С., Добаткин С.В., Капуткина Л.М. Рекристаллизация металлов и сплавов. 3-е изд. - М.: МИСИС, 2005, - 432 с.

73. Хомская И.В., Зельдович В.И., Хейфец А.Э., и др. Эволюция структуры при нагреве субмикрокристаллической и нанокристаллической меди, полученной высокоскоростным деформированием // Физика металлов и металловедение. 2011. - Т. 111, № 4. - С. 383 - 390.

74. D. Basak, W. J. Boettinger, D. Josell, S. R. Coriell, J. L. Mcclure, S. Krishnan, A. Cezairliyan. Effect of heating rate and grain size on the melting behavior of the alloy Nb - 47% mass. Ti in pulse-heating experiments // Acta mater., 1999, Vol. 47, No. 11, pp. 3147 - 3158.

75. Ильин А.П., Назаренко О.Б., Тихонов Д.В., Ушаков В.Я., Яблуновский Г.В. Структурно-энергетические процессы при электрическом взрыве проводников // Изв. Вузов Физика, 2002, № 12, С. 31 - 34.

76. Месяц Г.А. Мощная импульсная энергетика и электроника. - М.: Наука, 2004. - 704 с.

77. Ильин А.П., Коршунов А.В., Перевезенцева Д.О., Толбанова Л.О. Диагностика нанопорошков и наноматериалов: учебное пособие. - Томск: Изд-во Томского политехнического университета, 2008. - 249 с.

78. Y.B. Pithawalla, M.S. El-Shal, S. Deevi. Laser based synthesis of intermetallic Cu-Zn nanoparticles and filaments // Scripta Materialia 48 (2003) 671676.

79. Несмеянов Ан. Н. Давление пара химических элементов. - М.: «Издательство АН СССР», 1961. - 401 с.

80. Вахрушев А.В., Федотов А.Ю., Вахрушев А.А., Шушков А.А., Шушков А.В. Исследование механизмов формирования наночастиц металлов, определение механических и структурных характеристик нанообъектов и композиционных материалов на их основе // Химическая физика и мезоскопия. 2010. Т.12. № 4. С. 486 - 495.

81. Вахрушев А.В., Федотов А.Ю. Исследование процессов формирования композиционных наночастиц из газовой фазы методом математического моделирования // Химическая физика и мезоскопия. 2007. Т.9. № 4. С. 333 - 347.

82. Ген М.Я., Величенкова Е.А., Еремина И.В., Зискин М.С. Об условиях образования и свойствах сплава Ag-Cu в мелкодисперсном состоянии // ФТТ. 1964. Т. 6. №6. С. 1622 - 1626.

83. Першин С.М., Леднев В.Н., Бункин А.Ф. Лазерная абляция сплавов: Физика селективного испарения компонентов // Труды Института общей физики им. А.М. Прохорова. 2011. Т.67, С. 79 - 98.

84. Sindhu T.K., Sarathi R. and Chakravarthy S. R. Understanding nanoparticle formation by a wire explosion process through experimental and modelling studies // Nanotechnology. 2008 19 025703.

85. Кварцхава И. Ф., Бондаренко В. В., Плютто А. А. Электрический взрыв металлических проволочек // ЖЭТФ. 1956. Т. 31, №5. С.745-751.

86. Беккерт М., Клемм Х. Способы металлографического травления. Справ. изд.: Пер. с нем. 2-е изд. перераб. и доп. М.: Металлургия, 1988, С. 400.

87. Салтыков С.Л. Стереометрическая металлография. Изд. «Металлургия».: 1976, С. 270.

88. ГОСТ 23401-90. Порошки металлические. Катализаторы и носители. Определение удельной поверхности.

89. Буланов В.Я., Кватер Л.И., Долгаль Т.В., Угольникова Т.А., Акименко

B.Б. Диагностика металлических порошков. М.: Наука, 1983. - 279 с.

90. Гусев А.И., Курлов А.С. Аттестация нанокристаллических материалов по размеру частиц (зерен) // Металлофизика и новейшие технологии, 2008, Т.30, № 5,

C. 679 - 694.

91. Ковба Л.М., Трунов В.К. Рентгенофазовый анализ // изд. 2, доп. и перераб. - М.: МГУ, 1976. - 232 с.

92. Д. Синдо, Т. Оикава. Аналитическая просвечивающая электронная микроскопия. - .М.: Техносфера, 2006, - 256 с.

93. Столович Н.Н. Электровзрывные преобразователи энергии. - Мн.: Наука и техника, 1983. - 151 с.

94. Панин А.В., Шугуров А.Р., Козельская А.И., Шестериков Е.В., Лязгин А.О. Закономерности деформации тонких пленок Си на вязкоупругом подслое в процессе термического отжига // Физическая мезомеханика, 2010. Т. 13, № 3, С. 101 - 109.

95. Губернаторов В.В., Соколов Б.К., Гервасьева И.В., Владимиров Л.Р. О формировании полосовых структур в структурно-однородных материалах при деформации // Физическая мезомеханика, 1999. T.2, № 1-2, С. 157 - 162.

96. Панин А.В., Шугуров А.Р., Оскомов К.В., Сидоренко А.И. Мезомеханика поведения тонких пленок Си на подложке при одноосном растяжении и термическом отжиге. Многоуровневый подход // Физическая мезомеханика, 2005, Т.8, № 4, С. 27 - 35.

97. Корсуков В.Е., Анкудинов А.В., Буйнов А.Л., Варкентин М.С., Князев С.А., Корсукова М.М., Обидов Б.А., Пронин И.И. Зависимость атомной структуры и рельефа поверхности платиновых фольг от режимов их отжига и прокатки // ФТТ, 2010, Т. 52, вып. 7., С. 1423 - 1427.

98. Котов Ю.А., Колганов Н.Г., Седой В.С. Формирование высоковольтных импульсов с помощью взрыва проводников // Мощные наносекундные импульсные источники ускоренных электронов. Новосибирск: Наука, 1974. С. 83 - 96.

99. Борисевич А.Е., Черкас С.Л.. Влияние радиуса проводника на динамику электрического взрыва: магнитогидродинамическое моделирование // ЖТФ, 2012, Т. 82, вып. 10. С. 58 - 64.

100. Громов Д.Г., Гаврилов С.А. Проявление гетерогенного механизма при плавлении малоразмерных систем // ФТТ, 2009, Т. 51, вып.10., С. 2012-2021.

101. Шпильрайн Э.Э., Фомин В.А., Сковородько С.Н., Сокол Г.Ф. Исследование вязкости жидких металлов. - М.: Наука, 1983, 242 с.

102. Ладьянов В.И., Бельтюков А.Л. О возможности структурного перехода в жидкой меди вблизи температуры плавления // Письма в ЖЭТФ, 2000, Т. 71, вып.2, С. 128-131.

103. Новохатский И.А., Архаров В.И., Ладьянов В.И. О вязком течении металлических расплавов при больших перегревах // Докл. АН СССР, 1979,Т. 247, №4, С.849 - 851.

104. Белащенко Д.К., Журавлев Ю.В. Применение модели погруженного атома для жидкой меди // Неорганические материалы, 2008, Т.44, №9, С. 1058-1064.

105. Pervikov A.V., Lerner M.I., Glazkova E.A., Domashenko V.V. Phase state of matter during metal and binary alloy conductor dispersion by a pulse of current // AIP Conf. Proc. 1623, 483 (2014).

106. Пустовалов А.В. Влияние газовой среды на энергетические характеристики электрического взрыва проводников и свойства получаемых нанопорошков: дис. ...к-та техн. наук: 05.14.12 / Пустовалов Алексей Витальевич. -Томск., 2014. - 132 с.

107. Baker H., et al. ASM Handbook Volume 3: Alloy Phase Diagrams ASM International, Materials Park, Ohio, USA (1992).

108. Федосеев В.Б. Расщепление фазовой диаграммы расслаивающегося твердого раствора в микро- и наноразмерных системах // ФТТ, 2015, Т.57, вып.3, С. 585-589.

109. Морохов И.Д., Петинов В.И., Трусов Л.И., Петрунин В.Ф. Структура и свойства малых металлических частиц // УФН, 1981, Т. 133, вып. 4, С. 653-692.

110. Попель С.И., Спиридонов М.А., Жукова Л.А. Атомное упорядочение в расплавленных и аморфных металлах (по данным электронографии). - Екатеринбург : УГТУ, 1997. - 383 с.

111. Лернер М.И., Глазкова Е.А., Домашенко В.В., Тимофеев С.С., Первиков А.В., Псахье С.Г. Многокомпонентные наночастицы металлов как прекурсоры новых антибактериальных материалов // НАНОТЕХНИКА, 2013, № 2, С. 23-26.

Приложение

ПЕРЕДОВЫЕ ПОРОШКОВЫЕ ТЕХНОЛОГИИ Общество с ограниченной ответственностью ^ШУ ADVANCED POWDER TECHNOLOGIES

ИНН 7021055525 КПП 701701001 ОКПО 36280340 ОКВЭД 73.10

634055, РФ, г. Томск, пр. Академический, 8/8, пом, 22, тел. /факс [phone]S872, [e-mail]

АКТ

об использовании результатов диссертационной работы Первнкова Александра Васильевича

Настоящим подтверждаем, что результаты диссертационного исследования Первнкова А. В. на тему «Структурно-фазовые состояния биметаллических наночастиц, формирующиеся при электрическом взрыве металлов с ограниченной взаимной растворимостью» обладают актуальностью, представляют практический интерес. Разработанные в диссертации параметры электрического взрыва двух проволок, определяющих структурно-фазовое состояние биметаллических наночастиц, были использованы в нашей компании для синтеза наночастиц Cu-Pb, A!-Zn, Al-Cu.

Директор

ООО «ПЕРЕДОВЫЕ „ _

ПОРОШКОВЫЕ ТЕХНОЛОГИИ» С -У^^У С.Ю. Мужецкая