Термодинамика и кинетика превращений неравновесных металлических материалов с аморфной и нанокристаллической структурой тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.07, доктор физико-математических наук Калошкин, Сергей Дмитриевич

• Калошкин, Сергей Дмитриевич
• доктор физико-математических наук
• 1998

Оглавление диссертации доктор физико-математических наук Калошкин, Сергей Дмитриевич

ОГЛАВЛЕНИЕ

стр.

ВВЕДЕНИЕ

ГЛАВА 1. Термодинамика аморфных металлических фаз и их превращений

1.1. Применимость термодинамических методов к описанию свойств аморфных фаз

1.2. Термодинамические данные по аморфным металлическим фазам

и методы их определения

1.3. Результаты исследований кристаллизации аморфных сплавов на

основе систем Ре-8ьВ и Со-БьВ

1.3.1. Сплавы на основе системы Ре-БьВ

1.3.2. Сплавы на основе системы Со-БкВ

1.4. Модель аморфного твердого раствора. Определение термодинамических функций аморфных сплавов

1.4.1. Система Ре-БьВ

1.4.2. Система Со-8ьВ

1.5. Анализ термической стабильности и превращений аморфных фаз

на основе термодинамических данных

Основные итоги главы 1

ГЛАВА 2. Кинетика превращений в аморфных сплавах при нагреве

2.1. Кинетика релаксации аморфных сплавов

2.1.1. Закономерности протекания релаксационных процессов

в аморфных сплавах при нагреве. Состояние вопроса

2.1.2. Результаты исследования экзотермических процессов при

нагреве аморфных сплавов ниже температуры кристаллизации

2.1.3. Калориметрическое исследование обратимых процессов, протекающих в аморфных сплавах при нагреве ниже температуры кристаллизации

2.1.4. Уравнения и модели для описания кинетики релаксации аморфных сплавов

2.1.5. Исследование релаксации аморфных сплавов по изменению температуры Кюри

2.2. Кинетика кристаллизации аморфных сплавов

2.2.1. Основные уравнения для описания кинетики кристаллизации аморфных фаз

2.2.2. Определение энергии активации кристаллизации из единственной экспериментальной кривой

2.2.3. Смысл величины энергии активации кристаллизации

аморфных фаз

2.2.4. Экспериментальные результаты и основные

закономерности

2.2.5. Кинетика кристаллизации аморфных сплавов в широком диапазоне скоростей нагрева

2.2.6. Влияние условий закалки на кинетику кристаллизации аморфных сплавов

2.2.7. Определение оптимальных режимов термообработки аморфного сплава Fe8iSi4Bi3C2 на основании кинетических данных о релаксации и кристаллизации определенных по изменению температуры Кюри

2.2.8. Свет кинетических и термодинамических параметров кристаллизации аморфных сплавов

Основные итоги главы 2

ГЛАВА 3. Формирование нанокристаллической структуры при

кристаллизации аморфных сплавов на основе железа

3.1. Состояние вопроса. Определение задач исследований

3.2. Влияние легирующих элементов на кинетику кристаллизации аморфных сплавов системы Fe-Si-B и формирование

нанокристаллической структуры

3.2.1. Температурные интервалы и тепловые эффекты кристаллизации

3.3. Структурные исследования сплавов типа «Finemet» на различных стадиях кристаллизации

3.4. Изменения фазового состава сплавов при кристаллизации и формировании нанокристаллической структуры

3.5. Влияние энергии межфазных поверхностей на формирование и стабильность нанокристаллических структур образующихся при кристаллизации аморфных сплавов

3.6. Изменение энергии активации стадий кристаллизации аморфных

фаз при легировании и формировании нанокристаллических

структур

3.7. Определение показателя Аврами для процесса кристаллизации аморфных сплавов на основе системы Fe-Si-B в изотермических условиях

3.8. Влияние механической обработки на кристаллизацию аморфных сплавов типа «Finemet»

3.9. Влияние упругих напряжений на формирование нанокристаллической структуры при кристаллизации аморфных сплавов

Основные итоги главы 3

ГЛАВА 4. Механохимический синтез аморфных фаз и

пересыщенных твердых растворов

4.1. Общие представления о методе механоактивационной обработки как о способе экстремального воздействия на металлические системы

4.1.1. Известные результаты и модельные представления о

механизме процесса механохимического сплавления металлов

4.1.2. Оборудование для механообработки

4.1.3. Экспериментальное и расчетное определение энергонапряженности работы планетарной и вибрационной мельниц

4.2. Механохимический синтез сплавов в бинарных металлических

системах

4.2.1. Образование пересыщенных твердых растворов в системе

Fe-Cu при механическом сплавлении компонентов

4.2.2. Образование фаз при механическом сплавлении компонентов

в системе V-Si

4.2.3. Исследование фазообразования при механическом

сплавлении компонентов Fe-Mn

4.2.4. Области существования фаз и тонкая кристаллическая структура сплавов системы Fe-Co, приготовленных механическим сплавлением

4.2.5. Влияние атмосферы при механохимической обработке

на тонкую структуру кристаллической решетки железа

4.2.6. Модель механического сплавления металлов и

термодинамические движущие силы превращений при

механохимическом синтезе

4.3. Влияние условий механообработки в высоконапряженных механоактиваторах на термическую стабильность

быстрозакаленных аморфных сплавов

4.3.1. Исходные данные, материалы и условия проведения экспериментов

4.3.2. Влияние обработки аморфных лент NiygSiioB^ в

планетарной мельнице на кинетику их кристаллизации

4.3.3. Зависимость термической стабильности порошков аморфного сплава NiygSiioB^ от условий помола в вибромельнице

4.3.4. Влияние условий измельчения на термическую стабильность аморфного сплава Fey^sSii^Bg

Основные итоги главы 4

Заключение

Список использованных источников

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Термодинамика и кинетика превращений неравновесных металлических материалов с аморфной и нанокристаллической структурой»

ВВЕДЕНИЕ

Почти все современные металлические материалы используются, как правило, в неравновесном состоянии, начиная с закаленной стали и кончая нанокристаллическими и аморфными сплавами. Технические возможности достижения неравновесных состояний все более развиваются, появляются новые методы, такие как сверхбыстрая закалка расплавов со скоростями ~105-106 К/с, лазерный переплав поверхности, механохимическое сплавление и другие. Использование этих методов позволяет получить в ряде металлических систем аморфные фазы, подобно жидкости не имеющие дальнего порядка в расположении атомов в структуре.

Аморфные металлические материалы известны уже более 35 лет. И хотя во многих лабораториях еще раньше аморфные сплавы получали методами осаждения из растворов и напыления [1,с.З-7; 2,с. 11-15; 3,с. 10-15] признано, что открытие этих материалов состоялось в 1960 году, когда были опубликованы результаты исследований структуры сплавов Аи-81, полученных быстрой закалкой расплава на металлической поверхности [4]. Именно эта работа послужила толчком к началу широкомасштабных исследований условий образования, структуры и свойств аморфных сплавов. Ежегодно в течение десятилетий в научных изданиях публиковалось до двух тысяч работ, посвященных исследованиям самых разнообразных композиций аморфных сплавов и их свойств, проводились национальные и международные научные конференции.

Со времени открытия аморфного состояния металлических материалов и до сих пор в центре внимания исследователей главной проблемой остается изучение природы аморфного состояния, определение критериев выбора аморфизирующихся композиций, удовлетворяющих заданному уровню свойств материала. Новые фундаментальные знания приводят к совершенствованию аморфных материалов, обеспечивая развитие технологии их производства и обработки, оптимизацию их технологических и эксплуатационных свойств.

В последние годы активность поисковых исследований связанных с аморфными металлическими материалами в мире начала уменьшаться, стабилизировался круг интересов к этим материалам, определились основные области их использования. С момента открытия представления о природе аморфного состояния в металлах постепенно трансформировались. Если вначале аморфные металлы считали явлением уникальным, имеющим место для узкого круга систем и

получающихся при экстремальных методах воздействия на них, то к настоящему моменту число только бинарных металлических аморфизирующихся систем исчисляется несколькими сотнями. По существу, аморфные фазы являются даже более общим и универсальным способом существования многокомпонентного сплава, нежели кристаллические структуры. И, если сначала аморфное состояние сплава считали абсолютно неустойчивым - лабильным, то сейчас большинство исследователей определяют аморфное состояние как метастабильное и все больший интерес вызывают термодинамические подходы к описанию его свойств.

К настоящему времени становится ясно, что несмотря на отсутствие дальнего порядка в расположении атомов, аморфные сплавы представляют собой одну из закономерных разновидностей существования твердых тел, это особый тип твердых растворов, характеризующихся химическим и топологическим порядком. Степень порядка как в объеме сплава, так и во времени может меняться, однако в основных чертах она воспроизводится для сплавов, полученных разными методами и определяется, главным образом, композиционным составом сплава. С другой стороны, исследование термодинамических свойств аморфных сплавов является закономерным продвижением в применении термодинамики к описанию процессов в различных состояниях вещества, которое развивалось последовательно для газов, жидких растворов, твердых растворов и многофазных систем и далее - аморфных твердых растворов. Развитие термодинамической теории применительно к аморфным металлическим системам, прогнозирование на ее основе устойчивости аморфного состояния и формирование заданных структур после их кристаллизации является фундаментальной проблемой, решаемой в данной работе.

Применение термодинамических методов к описанию свойств аморфных металлических растворов встречает на своем пути ряд трудностей. Аморфное состояние нельзя считать равновесным при каждой температуре, при длительных выдержках в аморфных фазах дотекают релаксационные процессы, связанные как с перестройкой структуры, так и с перераспределением компонентов между отдельными областями фазы. Поскольку используемые технологии при получении аморфных фаз достигают сильно неравновесного состояния сплавов, для них естественно наблюдение релаксации структуры и свойств при отжиге ниже температуры кристаллизации. Подобная релаксация характерна и для кристаллических материалов, а также для оксидных стекол, получаемых в условиях отличных от равновесных (исчезновение дефектов, установление дальнего и

ближнего порядков и т.п.). Хотя аморфные фазы и могут с течением времени менять свои свойства вследствие процессов релаксации структуры, их свойства воспроизводятся для данного состава сплава независимо от метода получения. Величины тепловых эффектов при протекании релаксационных процессов дают основание использовать приближение, в котором термодинамические свойства аморфных фаз являются неизменными во времени, аморфное состояние рассматривается как метастабильное. Но даже, если принять, что аморфные фазы находятся в абсолютно неустойчивом состоянии, целесообразность определения их термодинамических функций и расчета движущих сил их превращений не вызывает сомнения. Такие расчеты позволяют оценить возможность протекания и тепловой эффект сопровождающий те или иные превращения в аморфных фазах.

Изложению результатов исследования термической стабильности аморфных сплавов типа металл-металлоид, разработке экспериментальных и расчетных методов определения термодинамических свойств аморфных фаз, а также теоретических моделей и подходов к построению термодинамических диаграмм для аморфизирующихся металлических систем посвящена первая глава настоящей работы.

Получение прямых экспериментальных данных для расчета термодинамических функций аморфных фаз такими классическими, как правило, высокотемпературными методами, как измерение равновесного давления пара, определение стандартных электродных потенциалов, определение теплового эффекта образования фазы из компонентов и т.п., невозможно. Поэтому сильно возрастает роль калориметрических исследований процессов кристаллизации и релаксации, методов прямого определения энергии образования сплавов.

Особое значение приобретает разработка теоретических моделей взаимодействий в аморфных фазах методами статистической теории растворов. Предложенные подходы к построению термодинамических диаграмм аморфизирующихся металлических систем, использование для расчетов термодинамических величин как интегральных, так и парциальных экспериментальных характеристик позволяет, в частности, проводить оценки свойств аморфной фазы по свойствам соответствующих кристаллических соединений.

Как показывает накопленный к настоящему времени обширный экспериментальный материал аморфное состояние сплава может быть получено практически в любых многокомпонентных системах, вопрос лишь в способах его

получения и сохранения (см. например [2, с. 16-26]). Являясь неустойчивыми аморфные фазы даже при нормальных условиях при достаточной подвижности атомов могут переходить в более равновесное кристаллическое состояние.

Диапазон скоростей охлаждения расплавов, при которых может наблюдаться образование аморфных металлических фаз очень широк. Так, если для получения аморфного состояния в системе Ре-В необходима скорость закалки расплава 105-106 К/с [5], то для сплава гг^Сип^МюЛЬ^- достаточно всего 1,5 К/с [6]. Необходимая скорость закалки при получении аморфных сплавов, а также их термическая стабильность определяются как термодинамическими движущими силами перехода аморфной фазы в кристаллическое состояние, так и подвижностью атомов сплава.

Проблемы кинетики твердофазных реакций представляют собой одно из важных направлений в современном материаловедении. Исследования кинетики перехода аморфных сплавов в более стабильное состояние при нагреве, анализ факторов, влияющих на кинетические параметры процессов релаксации и кристаллизации аморфных фаз, описаны во второй главе настоящей работы. Аморфные сплавы являются удобным объектом для проверки теоретических подходов к описанию кинетики и выбора соответствующих кинетических уравнений для целого класса твердофазных превращений, главными результатами которых является перестройка атомной структуры фаз. Процесс кристаллизации не сопровождается изменением агрегатного состояния вещества, например выделением газообразных продуктов, которые, как правило, сильно затрудняют анализ собственно твердофазных превращений.

Кристаллизация аморфных сплавов при нагреве не является простым переходом аморфной структуры в кристаллическую без изменения химического состава. Как правило при кристаллизации имеет место образование соединений между компонентами сплава, твердых кристаллических растворов, сопровождающееся перераспределением компонентов между образующимися фазами. Таким образом, кристаллизация аморфных представляет собой ряд твердофазных реакций и подобна распаду пересыщенных твердых растворов. Параметры, характеризующие кристаллизацию аморфных сплавов - температура ее начала, скорость - определяют термическую стабильность аморфного состояния, а полный анализ стабильности должен одновременно опираться как на термодинамические, так и на кинетические факторы.

Проблема кинетического анализа превращений протекающих в твердых телах при нагреве, и, в частности, кристаллизации аморфных сплавов, может быть

разделена на две задачи. Первая сводится к определению геометрической вероятности участия атомов сплава в реакции кристаллизации, выявлению лимитирующей стадии процесса, законов зародышеобразования и формы растущих частиц. Вторая связана с определением температурной зависимости скорости реакции кристаллизации, обусловленных вероятностью преодоления активационных барьеров для протекания элементарных процессов. Если первая задача разработана довольно хорошо, имеется целый ряд монографий и обзорных работ по этому вопросу (например [7-9]), вторая задача, несмотря на кажущуюся простоту, не получила столь сильного теоретического развития. Это связано прежде всего с неопределенностью элементарных процессов и механизмов перестройки структуры, что затрудняет трактование рассчитанных на основании, главным образом, уравнения Аррениуса кинетических параметров.

Описанию кинетики превращений аморфных фаз, анализу факторов определяющих кинетические параметры их кристаллизации уделено в работе значительное место.

В отношении аморфных металлических сплавов в последние годы появились два новых направления развития. Это - получение аморфных фаз как промежуточного состояния материала, позволяющее лучшим образом использовать ресурсы данного сплава в конечном микро- (или нано-) кристаллическом, либо смешанном - аморфно-кристаллическом состоянии, а также применение для получения аморфных и нанокристаллических материалов твердофазных реакций, прежде всего механоактивационного синтеза. Особый интерес вызывают нанокристаллические магнитомягкие сплавы на основе системы Ре-8ьВ с очень дисперсными кристаллическими частицами ферромагнитной а-фазы (Ре381) в окружении остаточной аморфной фазы - "нанокристаллический" материал известный под маркой 'ТшетеГ.

В настоящей работе систематически исследовано влияние состава на кинетические и термодинамические условия формирования нанокристаллических материалов типа 'ТшетеГ. Развивается идея о необходимости учета влияния состава сплавов на величину поверхностной энергии зарождающихся кристаллов при поиске сплавов склонных к образованию нанокристаллической структуры.

В третьей главе обсуждаются причины образования нанокристаллической структуры при добавлении в сплавы Ре-БьВ легирующих элементов, систематически

исследуется влияние изменений химического состава сплавов на кинетические и термодинамические параметры кристаллизации.

Таким образом, в работе последовательно развивается термодинамический подход к описанию свойств аморфных фаз, решению проблемы термической устойчивости аморфных фаз на основе определения термодинамических и кинетических условий их распада, а также решается задача определения условий формирования заданной, в том числе нанокристаллической, структуры.

Механическое сплавление металлов изучалось на всем протяжении периода развития технологий обработки металлов - прокатки, ковки, штамповки и т.п. Основу таких исследований, направленных, как правило, на решение конкретной технической задачи, составляло получение в зоне контакта металлов сплавленного слоя заданной толщины с заданными механическими и физико-химическими свойствами. Однако настоящий рывок в исследованиях законов сплавообразования в процессе низкотемпературного механического воздействия на металлы произошел и продолжается сейчас с возникновением и развитием методов высокоэнегетического механохимического синтеза.

В последние несколько лет наблюдается резкое увеличение интереса исследователей в мире к механохимическим превращениям в металлах и сплавах. Начиная с 1991 года не реже чем 1 раз в год проводятся международные конференции по данным проблемам, например, International Symposium on Metastable Mechanoactivated Materials, Grenoble 1994, Quebec 1995, Rome 1996, активное участие в которых принимал и автор настоящей работы [33,34,36,39].

При механической обработке металлических материалов в высоконагруженных механоактиваторах происходит перемешивание металлов и образование сплавов подобно тому, как это происходит при переплаве. Отличительной особенностью механосплавления по сравнению с традиционными методами приготовления сплавов является получение сильно неравновесных состояний - пересыщенных растворов, аморфных фаз, метастабильных соединений [10,11], - обусловленных прежде всего низкой температурой процесса. При этом, как правило, получаемые сплавы далеки от равновесного фазового состава и имеют если не аморфную, то во всяком случае нанокристаллическую структуру.

Во взглядах разных исследователей, занимающихся механохимическим сплавлением, имеются общие идеи о причинах образования сильно неравновесных состояний, опирающиеся на определение термодинамических движущих сил

процессов. Изложение этих идей можно найти, например, в [11,12]. Полагают, что при механоактивационной обработке образуется какая-либо неравновесная система со свободной энергией большей, чем, например, у аморфной фазы, и поскольку переход в равновесное кристаллическое состояние может быть невозможен кинетически, то система может перейти в метастабильное, например аморфное состояние. В качестве примеров возможной промежуточной неравновесной системы называются: система интерметаллид - водород, слоистая структура, сильно разупорядоченная кристаллическая фаза и т.п.

Низкая диффузионная подвижность атомов и постоянный подвод механической энергии приводят к накоплению значительной избыточной энергии в материале, выраженной в высокой концентрации дефектов структуры, что и является движущей силой сплавообразования. Определение структуры сплава в промежуточном активированном состоянии и величины энергии, запасаемой материалом в процессе механообработки, позволяет оценить движущие силы структурных превращений сплавов при механическом сплавлении. Результат механического сплавления металлов, как и для других фазовых превращений, определяется термодинамическими и кинетическими параметрами системы и процесса, и исследования процессов механосплавления направлены на определение этих параметров.

Однако некоторые экспериментальные результаты пока не находят удовлетворительного объяснения. С точки зрения термодинамики фазовых превращений непонятно, каким образом можно провести механосинтез фаз с сильными положительными отклонениями от идеальности, таких как, например, твердых растворов Fe-Cu и Со-Си, с теплотой образования 15 кДж/моль и более. Как правило величина всей избыточной энергии сильно деформированных материалов, заключенной в дефектах структуры (вакансии, мебжузельные атомы, дислокации, границы зерен и др.), не превышает 3-5 кДж/моль. Рассмотрению причин образования сильно неравновесных фаз, термодинамических движущих сил и механизмов механосплавления металлов уделено значительное внимание в настоящей работе.

В работе проведено подробное исследование кинетики сплавообразования в бинарных металлических системах, главным образом - железо содержащих. Это позволило объединить возможности рентгеновского дифракционного метода анализа фазового состава и тонкой структуры материалов и ядерной гамма резонансной спектроскопии, характеризующей положение атомов железа, находящихся не только во вполне сформировавшихся фазовых областях, но и в сегрегациях, связанных с

дефектами, границами зерен и т.п. Для механоактивируемых материалов это особенно важно, поскольку доля атомов принадлежащих дефектным и неупорядоченным областям в них очень велика.

Основная идея анализа механизма механосплавления настоящей работы заключалась в рассмотрении значительно уширенных в результате механообработки межфазных границ как самостоятельной фазы с определенными термодинамическими и кинетическими свойствами. Основанием такому подходу может быть то, что даже при отсутствии аморфизации в процессе механосинтеза образуются нанокристаллические структуры, в границах зерен которых и сопряженных с ними сильно искаженных и пересыщенных областях находится до 20% атомов системы. Фазовые превращения в рассматриваемых системах, также как и в подавляющем большинстве других структурных превращений в металлах и сплавах, инициируются именно на границах зерен и их можно описывать через процессы образования и распада этой новой «зернограничной» фазы.

Метод высокоэнергетической механообработки использован в работе также для определения влияния внешних воздействий на состояние аморфных фаз, полученных сверхбыстрой закалкой расплавов. Одним из основных результатов проведенных исследований является устойчивость термодинамических и кинетических параметров кристаллизации аморфных фаз к этим воздействиям, что также доказывает правомерность рассмотрения аморфных фаз как метастабильных и применения термодинамики для описания их свойств.

Определению термодинамических движущих сил, возможных механизмов процесса механосплавления различных металлических систем, а также прогнозирование на их основе структуры сплава посвящены четвертая глава настоящей работы.

В работе решались задачи:

• обоснование применимости термодинамических методов к описанию свойств и превращений аморфных металлических материалов;

* разработка общего подхода к построению термодинамической модели аморфных твердых растворов, а также концентрационных зависимостей термодинамических функций для аморфных и соответствующих кристаллических фаз, определение основных тенденций изменения термической устойчивости аморфных сплавов, возможных путей кристаллизации и движущих сил для каждого из таких путей в зависимости от их химического состава;

• анализ применимости различных кинетических уравнений для описания превращений в аморфных сплавах при нагреве;

• обобщение кинетических данных о процессах релаксации и кристаллизации для большой группы аморфных сплавов типа металл-металлоид, сравнительный анализ влияния химического состава сплавов на кинетические параметры превращений;

• установление связи между термодинамическими движущими силами и кинетическими параметрами превращений аморфных сплавов, определение соотношения влияния этих факторов на термическую устойчивость аморфных сплавов;

• определение условий формирования аморфно-кристаллических наноструктур путем кристаллизации быстрозакаленных аморфных сплавов, влияния химического состава сплавов на параметры и термическую устойчивость этих структур, а также кинетику их формирования;

• исследование кинетики образования бинарных сплавов при высокоэнергетической совместной механической обработке компонентов, определение областей существования фаз и параметров тонкой структуры механоактивированных сплавов;

• определение термодинамических движущих сил процессов механосплавления металлов с образованием аморфных фаз и пересыщенных твердых растворов, прогнозирование на их основе структуры механоактивированного сплава, а также установление возможных механизмов синтеза фаз с положительными энтальпиями образования при механосплавлении.

Основу данной работы составляют экспериментальные результаты, и характеризуя работу в целом следует считать ее в большей степени экспериментальной, чем теоретической. Для получения материалов и при проведении исследований в работе были использованы следующие экспериментальные методы*:

- метод сверхбыстрой закалки расплавов на поверхности вращающегося металлического барабана. Аморфные сплавы получали в МГИСиС, ЦНИИЧермет им. И.ПБардина, ИФТТ РАН, Варшавском политехническом институте;

* Автор выражает признательность всем соавторам своих работ, сотрудникам МГИСиС и других организаций, принимавшим участие в получении и исследовании материалов данной работы.

- метод механохимического сплавления материалов с помощью шаровых планетарного (АГО-2У) и вибрационного активаторов (конструкции ИХФ РАН). Работы проводились в МГИСиС;

методы дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК) и дифференциального термического анализа (ДТА), как классического (при непрерывном нагреве), так и для изотермических условий. Исследования проводились главным образом в МГИСиС (калориметр ДСМ-2М и сконструированные самостоятельно установки ДТА различных типов), частично в ЦНИИчермет им. И.П.Бардина (DSC-111, «Setaram») и Варшавском политехническом институте (DSC-2, «Perkin Elmen>);

- методы измерения электросопротивления при непрерывном нагреве (в том числе сверхбыстром) и дилатометрии. Исследования проводились в МГИСиС на самостоятельно сконструированных установках измерения электросопротивления и дилатометре;

- методы рентгенофазового анализа на установках типа ДРОН различных модификаций МГИСиС. Для проведения анализа были использованы банк данных и комплекс программ для автоматизированной обработки данных, созданные с.н.с. МГИСиС Е.В.Шелеховым;

- метод ядерной гамма-резонансной спектроскопии. Исследования проводились в МГИСиС и ИХФ РАН;

Данная работа была бы невозможна без помощи многих людей, непосредственно принимавших в ней участие, помогавших предоставлением материалов и оборудования, а также принимавшим живое участие в обсуждении результатов. Автор выражает благодарность соавторам своих работ Ю.В.Балдохину, О.Я.Васильевой, Б.В.Жалнину, А.А.Зубкову, Т.Ю.Мочаловой, В.П.Овчарову, Д.М.Перцеву, И.А.Томилину, Ф.Д.Хоангу, В.В.Чердынцеву, Е.В.Шелехову, а также другим, возможно не упомянутым здесь, за помощь в работе.

По теме диссертационной работы опубликовано 32 статьи [13-44], обсуждение результатов исследований проводилось на Всесоюзных (Российских) и Международных конференциях [25-27, 29, 33, 34, 36, 38, 41, 45-68].

Заключение диссертации по теме «Физика конденсированного состояния», Калошкин, Сергей Дмитриевич

Результаты исследования состояния и размера порошков сплава Реу^^з^Вр представлены в табл.4.6. Изменение условий проведения обработки повлияло как на фракционный состав, так и на величину аморфной составляющей порошков.

Калориметрические исследования, проведенные в атмосфере аргона, показали, что кристаллизация аморфного сплава Ре77,58113,51*9 начинается при 773°К (при скорости нагрева сплава 16 К/мин) и протекает в две стадии (вторую стадию кристаллизации наблюдали в режиме изотермической выдержки). На первой происходит образование кристаллов твердого раствора на основе а -Ре, на второй -эвтектики, состоящей из твердого раствора и борида железа. Содержание аморфной фазы в порошках, определенное по методике, примененной ранее для анализа порошков сплава М7881юВ12, также представлено в табл.4.6.

Сравнение результатов, полученных в режимах без добавления карбоната аммония (1,3,5), показывает, что предварительные отжиги способствуют полному измельчению ленты до фракций 50 и 150 мкм, но с небольшой долей аморфной составляющей, причем после отжига в вакууме получен порошок более однородный по размеру и содержащий больше аморфной фазы.

При помоле в присутствии карбоната аммония неотожженная и отожженная в вакууме ленты не измельчались. Порошки получены только после увеличения вдвое продолжительности обработки. Повышение хрупкости ленты после предварительного отжига в атмосфере воздуха (режим 6) привело к полному измельчению ленты даже в присутствии карбоната за 20 минут.

Во всех случаях добавление карбоната привело к увеличению доли аморфной составляющей порошка. Полностью аморфный порошок с размером частиц 50 мкм был получен при размоле ленты, предварительно отожженной в вакууме. После обработки не отожженной ленты, только более крупная фракция порошка - 150 мкм практически полностью аморфна. Отжиг в воздухе способствовал кристаллизации сплава при измельчении.

Механоактивация аморфного и кристаллического порошков Fe-Si-B при увеличении энергонапряженности режима в 5,5 раз привела к следующим результатам. Химический анализ порошков показал, что 2 часа механоактивации кристаллического и 4 часа - аморфного порошков в присутствии карбоната аммония достаточно для насыщения их азотом до 5,0 вес.%. Структура порошков после механообработки представляет собой неравновесный пересыщенный раствор азота, кислорода и легирующих в а - Fe. Нагрев порошков до 773 К приводит к распаду полученной структуры с образованием а - Fe, РезВ, Fe3N и Рез04.

Таким образом, серия экспериментов, проведенная со сплавом на основе железа, также показывает значительное влияние на измельчение и кристаллизацию аморфных лент состояния поверхности как до, так и во время обработки сплава. Показано, что предварительные отжиги позволяют значительно ускорить измельчение ленты, но практически не влияют на степень кристаллизации сплава. Добавление карбоната аммония замедляет процесс измельчения, но при этом способствует сохранению аморфного состояния. Возможно, карбонат аммония уменьшает механическое воздействие на материал и одновременно предотвращает окисление поверхности. Однако, при максимальной энергонапряженности режима механообработки (скорость вращения барабанов 2830 об/мин) карбонат аммония становится источником азота, и процесс механоактивации кристаллического порошка приводит к насыщению сплава азотом до значений, значительно превышающих равновесную величину. Осуществлен процесс азотирования сплава Feyv^Si^sB«), в котором в качестве азотсодержащего вещества не использовали ни N2, ни NH3, что сопряжено с методическими трудностями [303-305], а соль - карбонат аммония.

Таким образом, широкое варьирование условий обработки аморфных сплавов МувБ^оВп, Ре77,58^3,569 и Ре7з,5811з,5В9Си1ЫЪз (см. разд. 3.8) в вибрационной и планетарной мельницах позволило установить следующие закономерности.

1. Само по себе воздействие при энергонапряженности до 1 Вт/г не приводит к изменению структуры и состава объема материала, которое бы сказывалось на изменении температур стадий кристаллизации. Либо эти изменения нивелируются в процессе докристаллизационного отжига.

2. Содержание аморфной фазы порошках уменьшается увеличением возможности окисления сплава в процессе помола. Степень же измельчения аморфного сплава тем выше, чем больше обеспечена возможность окисления материала как при предварительном отжиге, так и в процессе механообработки. Одновременно большим степеням измельчения соответствует большая степень кристаллизации аморфного порошка. Добавление карбоната аммония замедляет процесс измельчения, но при этом способствует сохранению аморфного состояния сплава.

3. При прочих равных условиях доля аморфной фазы в порошке выше, если провести предварительный отжиг аморфной ленты в воздухе, а измельчение при температуре жидкого азота.

4. Механообработка аморфного сплава резко повышает химическую активность поверхности порошка. Это проявляется в повышенной склонности к его окислению возможно за счет изменения структуры и химического состава поверхности.

5. Осуществлен процесс азотирования кристаллического порошка сплава Ре77;5811з>5В9 методом механоактивации в присутствии карбоната аммония в качестве азотсодержащего вещества.

Основные итоги главы 4.

Проведенный в данной главе анализ известных результатов и модельных представлений о механизме процесса механохимического сплавления металлов показал, что механическое перемешивание с образованием слоистых структур при многократной деформации компонентов и последующая взаимная диффузия сами по себе не могут объяснить наблюдаемое многообразие образующихся в данном процессе сильно неравновесных фаз. Механическая деформация материалов приводит к образованию в структуре активированных промежуточных состояний, которые значительно ускоряют процесс механосплавления и определение этого состояния является физической задачей для описания данного процесса.

Несмотря на трудности определения конкретных физических параметров элементарных процессов, представления об энергонапряженности процесса, температуре и времени обработки позволяют сопоставлять результаты механосплавления материалов в различных применяемых для этого устройствах. Результаты механосплавления для каждой из систем имеют закономерный характер и их прогнозирование должно опираться на общепринятые концепции рассмотрения движущих сил превращений устанавливающих направление протекающего механохимического процесса.

Для бинарных металлических систем с различными типами взаимодействий в результате механохимического сплавления компонентов получены стабильные и метастабильные фазы разных типов, твердые растворы, в том числе сильно пересыщенные, химические соединения и аморфные фазы. Получены следующие основные результаты по двойным металлическим системам. Система Fe-Cu:

• Получены пересыщенные твердые растворы в системе Fe-Cu при механическом сплавлении порошков металлов во всем диапазоне концентраций элементов. Образование раствора с ГЦК решеткой предпочтительнее, чем с ОЦК решеткой: сплавы, содержащие до 30 ат.% Си имеют ОЦК структуру, а свыше 30 ат.% - ГЦК.

• Присутствие кислорода в атмосфере механообработки смеси ускоряет образование твердого раствора.

• Полученные в планетарном активаторе при энергонапряженности около 10 Вг/г растворы, как на основе ГЦК решетки, так и с ОЦК структурой, не являются однородными, одновременно с процессом образования пересыщенных растворов в областях деформации сплава в остальном объеме из-за высокой температуры идет их распад. В обеих фазах существуют области, обогащенные Си и области, обогащенные Fe, поскольку свободная энергия такой системы меньше, чем у однородной.

• Обнаружена высокая концентрация дефектов упаковки в Fe-Cu сплавах с ГЦК решеткой.

• Определенные экспериментально значения теплот образования пересыщенных твердых растворов Fe-Cu сопоставлены с рассчитанными методами Миедемы и CALPHAD. Определенные экспериментально теплоты распада пересыщенных растворов оказались меньше, чем оцененные теплоты образования. Показано, что образование пересыщенных твердых растворов в данной системе идет с поглощением по меньшей мере 10 кДж/молъ. Система У-Бг

• В данной системе при механообработке компонентов образуется аморфное состояние. При этом менее интенсивные режимы обработки приводят к более полной аморфизации исследованных композиций, хотя и за большие интервалы времени.

• Аморфные фазы в данной системе оказываются довольно стабильными и окончательно распадаются при нагреве выше1050К.

• Составы соответствующие соединениям с точными стехиометрическими соотношениями труднее менее склонны образовывать аморфные фазы.

Система Ре-Мп:

• В системе Ре-Мп получены твердые растворы при механическом сплавлении порошков элементов во всем интервале концентраций компонентов. Обнаружено сильное расширение однофазных областей существования сплавов в данной системе.

• Сплавы с ГЦК решеткой содержат значительные концентрации деформационных дефектов упаковки, причем концентрация их тем выше, чем более склонен сплав образовывать ГПУ структуру.

• Кинетика изменения фазового состава сплавов от времени, исследованная методами рентгеновской дифрактометрии и мессбауэровской спектроскопии на примере композиции Ре50Мп5о, подчиняется линейному закону от времени.

• Образующиеся сплавы содержат значительное количество кислорода, что может оказывать существенное влияние на механизм образования сплавов.

Система Ре-Со:

• Также как и для других систем, сплавообразование идет в соответствии с равновесной диаграммой состояния, однако наблюдается расширение однофазных областей существования твердых растворов.

• Результаты рентгенофазового анализа и мессбауэровской спектроскопии свидетельствуют о полном перемешивании компонентов на атомном уровне, причем однофазное состояние сплава достигается значительно быстрее, чем фазы становятся однородными по своему составу.

• Все полученные механическим сплавлением композиции характеризуются высокой дефектностью структуры, а в структуре высококобальтовых сплавов с ГЦК решеткой содержится значительное количество дефектов упаковки.

• Сплавы Fe-Co полученные механосинтезом металлов, также как и полученные другими методами, имеют куполообразную зависимость эффективного магнитного поля на ядрах железа от состава сплава с максимумом при -35 ат.% Со. При переходе от ОЦК решетки к ГЦК при 80-85 ат.% Со не наблюдается разрывов на кривой зависимости эффективного поля от состава.

Все полученные механическим сплавлением композиции характеризуются высокой дефектностью структуры, а в структуре сплавов с ГЦК решеткой содержится значительное количество дефектов упаковки. Для всех бинарных систем подвергнутых механообработке характерно сильное уменьшение размеров зерен, характерное значение ОКР составляет около 10 нм.

Поскольку в процессе механического сплавления металлов из атмосферы в них попадает значительное количество газов отдельно исследовалось влияние атмосферы в объеме механореактора на структуру железа. Механохимическая обработка изменяет структуру порошка железа, образуется нанокристаллическая структура со значительной среднеквадратичной деформацией решетки. Кристаллическая решетка a-Fe при механохимической обработке способна растворять значительное (до 2 ат.%) количество кислорода, который оказывает сильное влияние на структуру получаемых образцов. Значительное количество растворенного в решетке кислорода способствует динамической релаксации дислокационной структуры с образованием малоугловых границ, образцы не содержащие много кислорода характеризуются большими значения среднеквадратичных смещений атомов в решетке. Отжиг приводит к снятию напряженного состояния, образующегося при механохимической обработке. Однако значительно больше чем растворено в кристаллической решетке количество кислорода содержится на дефектах структуры, и главным образом на границах зерен, механоактивированного железа. Это может оказывать существенное влияние на кинетику и механизмы процессов сплавления металлов при механоактивационной обработке.

На основании анализа экспериментальных результатов и известных теоретических подходов предложена модель процессов в металлических системах при механообработке. Модель объясняет основные особенности экспериментально наблюдаемых результатов механохимического сплавления компонентов в исследованных металлических системах: образования аморфных фаз, твердых растворов и химических соединений. Она не противоречит имеющимся результатам по другим системам, и возможно может быть использована для более широкого круга элементов и веществ.

Коротко суть модели заключается в следующем. В процессе деформации материала происходит уширеиие границ зерен и увеличение их энергии за счет вовлечения в нее сильно разупорядоченных (дефектных) приграничных областей зерен. Именно эти области при механоактивации смесей материалов, при образовании обширных площадей контакта после многократной деформации в слоистых структурах, являются реакционными зонами механохимического сплавления. Межфазные границы в механоактивируемых материалах предложено считать областями самостоятельной фазы, с присущими им термодинамическими свойствами. При этом в этих неравновесных, сильно локализованных во времени и пространстве областях сплава предложено сопоставлять термодинамические движущие силы образования различных фаз.

В целом результат механического сплавления материалов определяется суммой множества одновременно протекающих при механообработке смесей материалов процессов, каждый из которых характеризуется «степенью активированности», температурно-временными условиями и составом контактирующих зерен.

В данной главе, на примере сплавов К^Б^оВ^ и Ре77,58113,569, исследовано также влияние такого экстремального воздействия как высокоэнергетическая механоактивационная обработка материалов, на аморфное состояние материала, полученное методом сверхбыстрой закалки расплава. Установлены следующие закономерности:

• Само по себе механическое воздействие не приводит к изменению структуры и состава объема материала, которое бы сказывалось на изменении температур стадий кристаллизации. Термодинамические свойства объема аморфной фазы остаются неизменными.

• Содержание аморфной фазы порошках уменьшается увеличением возможности окисления сплава в процессе помола. Степень же измельчения аморфного сплава тем выше, чем больше обеспечена возможность окисления материала как при предварительном отжиге, так и в процессе механообработки.

• Механообработка аморфного сплава резко повышает химическую активность поверхности порошка. Это проявляется в повышенной склонности к его окислению возможно за счет изменения структуры и химического состава поверхности.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Главным результатом настоящей работы является применение термодинамики для оценки относительной устойчивости фаз и анализа результатов фазовых превращений к сильно неравновесным объектам - аморфным и нанокристаллическим сплавам. Несмотря на то, что эти материалы были получены с помощью таких экстремальных методов воздействий, как сверхбыстрая закалка и механоактивационная обработка, показана целесообразность и применимость метода определения термодинамических движущих сил для анализа результатов превращений в аморфных и нанокристаллических сплавах.

Основу для обоснования применимости термодинамики к неравновесным объектам составляет условие термического равновесия отдельных элементов (атомов) этих объектов, когда время установления термического равновесия много меньше характерных времен протекающих превращений. Это условие заменяет условие полного механического равновесия между элементами системы, принятого в классической термодинамике. Выполнение условия термического равновесия предопределяет условие «частичного» механического равновесия сил между отдельными соседствующими атомами системы. Это позволяет рассматривать в качестве термодинамических объектов не только фазы, но и отдельные группы атомов, находящиеся в данном химическом окружении. При этом усреднение для перехода к макроскопическим свойствам проводится по ансамблю частиц, находящихся в однотипном окружении.

Этот подход позволил обосновать применение термодинамики к аморфным металлическим фазам, приписывать им термодинамические свойства, определять их и даже табулировать при условии завершенности релаксационных процессов. Этот подход позволил охарактеризовать нанокристаллическое состояние вещества, находящегося в однофазной области диаграммы состояния, как двухфазную систему, вводя понятие «зернограничной» фазы. И наконец этот подход позволил предложить модель механохимического сплавления, в которой активированное коротко живущее переходное состояние обладает по отношению к другим возможным состояниям определенными термодинамическими движущими силами и их расчет позволяет предсказать результат механохимической реакции.

Основное внимание при анализе особенностей кинетики превращений аморфных сплавов при нагреве уделялось выявлению общих закономерностей, характерных для сходных групп явлений и сплавов. Кинетические параметры кристаллизации аморфных сплавов коррелируют с термодинамическими движущими силами превращений. Связь кинетических и термодинамических параметров, по-видимому, характерна для сильно неравновесных объектов. При множественности возможных путей превращений неравновесных фаз в основном выполняется правило: чем глубже минимум потенциальной энергии образования фазы - тем больший энергетический барьер необходимо преодолеть для выхода системы из этого состояния.

Образование нанокристаллических структур при кристаллизации аморфных сплавов до последнего времени объяснялось чисто с кинетической точки зрения. Примененный в данной работе новый подход к определению влияния легирующих элементов, в частности меди, на термодинамические движущие силы кристаллизации, учет влияния на движущие силы вклада избыточной энергии границ зерен и упругих напряжений позволяет объяснить некоторые результаты, например неожиданно высокую термическую стабильность аморфно-кристаллических наноструктур.

Главным результатом главы, посвященной исследованию превращений в металлических системах под действием механоактивацонной обработки, является обобщение экспериментальных результатов для систем с различными типами взаимодействий в рамках единой модели процесса механосплавления. Модель позволяет объяснить такие типы превращений, наблюдаемых при механосплавлении компонентов, как: аморфизация, образование твердых растворов, в том числе пересыщенных, образование новых фаз и химических соединений. В основу модельных представлений положено рассмотрение межфазной границы, подвергающейся деформации, как активированного состояния, обладающего избыточной энергией по отношению к другим возможным фазовым состояниям. Соотношение движущих сил распада этого активированного состояния и кинетических условий для реализации того или иного превращения и определяют конечный результат процесса механосплавления.

На основании полученных экспериментальных результатов и анализа теоретических моделей и подходов по работе в целом получены следующие результаты и сформулированы вытекающие из них выводы:

1. Исследованы превращения, протекающие при нагреве аморфных сплавов на основе систем Ре-БьВ и Со-БьВ в широком диапазоне составов, определены области составов, в которых аморфные фазы имеют наибольшую устойчивость. Обосновано применение термодинамического подхода для изучения стабильности и превращений аморфных металлических сплавов. Предложена модель аморфного твердого раствора типа металл-металлоид, основанная на статистическом учете вероятных взаимодействий атомов металлоидов и атомов металлов в аморфной структуре. Определены параметры взаимодействия компонентов и концентрационные зависимости энтальпии кристаллизации и энтальпии образования аморфных фаз в системах Ре-БьВ и Со-БьВ. Данные о термодинамических движущих силах процессов распада аморфного состояния по каждому из возможных путей позволили объяснить основные особенности кристаллизации аморфных фаз - изменение термической стабильности и последовательности выделения кристаллических фаз при изменении химического состава. Показано, что области составов соответствующие минимальным значениям энтальпии кристаллизации аморфных фаз совпадают с интервалами наиболее легкой аморфизации сплавов.

2. Методом ДСК исследованы обратимые и необратимые эффекты связанные с процессами релаксации для большой группы быстрозакаленных аморфных сплавов. Показано, что кинетика релаксации лучше описывается не единственным характерным значением энергии активации, а их распределением. Более высоким температурам отвечают большие значения энергии активации релаксационных процессов: чем выше температура, тем более глубокие релаксационные изменения происходят в аморфной структуре. Магнитное превращение в точке Кюри сопровождается пиком теплоемкости на кривой ДСК только для сплавов с отличной от нуля магнитострикцией. Для сплавов, магнитострикция которых близка к нулю, например СоуоРезБ^оВ^, пика теплоемкости не наблюдается.

3. Проведен анализ применимости различных кинетических уравнений для описания превращений в аморфных сплавах при нагреве. Энергия активации твердофазного превращения не является избыточной величиной по отношению к средней величине энергии атомов в теле и относится к группе атомов вовлеченных в элементарный комплекс реакции. Предложено определять среднее количество атомов в элементарном комплексе как отношение экспериментально определяемой величины энергии активации к средней кинетической энергии атомов вещества при данной температуре. Усложнение химического состава, как правило, приводит к возрастанию энергии активации кристаллизации, чем больше элементов составляет аморфную фазу, тем большее количество атомов вовлекается в элементарный акт перестройки структуры.

Величины энергии активации первой стадии кристаллизации аморфных сплавов, связанной с образованием твердого раствора, меньше соответствующих значений для стадии эвтектического распада. Образование кристаллической фазы на основе металлического компонента требует одновременной перестройки меньшего количества атомов в элементарном акте реакции, чем при образовании сложных фаз. Вторая стадия кристаллизации протекает при большем термодинамическом стимуле, чем первая (АО^АСг). Смена механизма кристаллизации, наблюдаемая при увеличении концентрации металлоида, соответствует определенным отношениям движущих сил и величин энергий активации стадий кристаллизации Е1/Е2.

Этим концентрациям соответствуют максимальные значения энергии активации и температуры кристаллизации аморфных сплавов.

Процесс кристаллизации аморфной фазы протекает не с единственным значением энергии активации и не путем образования единственной конфигурации активированного комплекса. Обнаружено увеличение энергии активации кристаллизации аморфного сплава Ре80У5В15 при сильном увеличении скорости нагрева, что свидетельствует о смене основного активированного комплекса этого процесса.

Для аморфных сплавов с одинаковой основой обнаруживается пропорциональная связь между энергией активации и температурой кристаллизации. Выявлена корреляционная связь энергии активации и теплоты кристаллизации аморфных сплавов: чем более термодинамически стабильной является аморфная фаза, тем соответственно выше энергия активации для ее перехода в кристаллическое состояние.

4. Исследованы условия формирования аморфно-кристаллических наноструктур при кристаллизации аморфных сплавов на основе системы Ре-БьВ, влияние легирующих элементов 1ЧЬ, Си, Мо, 8 и Р на кинетику формирования и термическую устойчивость этих структур. Наиболее эффективными легирующими аморфных сплавов Ре-8ьВ для образования нанокристаллических структур являются медь и ниобий, легирование серой и фосфором оказывает такое же влияние на кристаллизацию, как медь, а легирование молибденом - как ниобий, хотя и менее сильное. Показано, что особая роль легирующих элементов при формировании нанокристаллических структур заключается в дестабилизации аморфной фазы, связанной с возникновением в аморфной структуре большего числа неэквивалентных состояний атомов, а также в сильном изменении термодинамических движущих сил и кинетических параметров процесса кристаллизации. Образование наноструктур сопровождается уменьшением тепловых эффектов кристаллизации аморфных фаз на 1-3.5 кДж/моль, для этого процесса характерны низкие значения энергии активации и показателя Аврами для выделения в аморфной фазе кристаллов а-Ре(81) и высокие значения энергии активации для образования боридных фаз. Уменьшение термодинамических движущих сил кристаллизации аморфной фазы из-за вклада избыточной энергии образующихся межфазных границ приводит к стабилизации аморфно-кристаллических наноструктур.

Показано, что при кристаллизации аморфных сплавов типа «Finemet» релаксация развивающихся на границе раздела фаз механических напряжений в макроскопическом объеме отстает от скорости их нарастания. Это приводит к дополнительному торможению роста образовавшихся в аморфной фазе кристаллических зародышей и стабилизации нанокристаллической структуры.

5. Исследована кинетика образования бинарных сплавов на основе переходных металлов в системах Fe-Cu, V-Si, Fe-Mn и Fe-Co при совместной высокоэнергетической механической обработке компонентов, определены области существования фаз и параметры тонкой структуры механоактивированных сплавов. Наблюдали образование пересыщенных твердых растворов, в том числе с сильными положительными отклонениями от идеальности (Fe-Cu), аморфных фаз (V-Si) и химических соединений. Обнаружена тенденция: чем менее интенсивные режимы механообработки используются, тем более неравновесные состояния в конечном итоге могут быть получены. Эксперименты по механообработке быстрозакаленных аморфных сплавов показали, что само по себе механическое воздействие не приводит к изменению структуры и состава объема аморфной фазы материала, свойства ее остаются неизменными. Все полученные механическим сплавлением композиции характеризуются высокой дефектностью структуры, а в структуре сплавов с ГЦК решеткой обнаружено значительное количество дефектов упаковки.

Обнаружено сильное взаимодействие обрабатываемых металлов с кислородом в механореакторе. Его присутствие при механообработке смеси Fe и Си ускоряет процесс механосплавления. Исследования влияния атмосферы в объеме механореактора на структуру железа показали, что большая часть попадающего в металл кислорода содержится не в кристаллической решетке, а главным образом на границах зерен. Роль кислорода в ускорении процессов механосплавления сводится к стабилизации границ зерен и измельчению субструктуры металлов. Прочность межзеренных поверхностей при насыщении их кислородом уменьшается, что в свою очередь облегчает процессы механического перемешивания.

6. Предложена термодинамическая модель, которая объясняет основные экспериментально наблюдаемые результаты механосплавления компонентов в исследованных металлических системах - образование пересыщенных твердых растворов, аморфных фаз и химических соединений. В качестве промежуточного активированного механической деформацией состояния рассматривается межфазная граница раздела. Модель позволяет оценить величину избыточной энергии этого активированного состояния и рассчитывать термодинамические движущие силы превращений при механосплавлении по путям образования различных фаз.

Таким образом, проделанная работа позволяет считать сформулированные во введении задачи выполненными, а цели - достигнутыми. Одновременно открываются перспективы для дальнейших исследований. Эти исследования могут быть направлены на:

- разработку принципов и методов прямого определения и табулирования термодинамических свойств аморфных фаз;

- применение теории переходного состояния для описания кинетики твердофазных превращений, что позволит увязать термодинамические свойства активированных состояний и объема вещества с кинетическими свойствами систем;

- разработку общей кинетической теории процесса механохимического сплавления, учитывающей температурно-временные условия и термодинамические движущие силы в каждом элементарном объеме подвергающегося обработке материала.

Список литературы диссертационного исследования доктор физико-математических наук Калошкин, Сергей Дмитриевич, 1998 год

Список использованных источников:

1. Металлические стекла. Под ред. Дж.Дж.Гилмана и Ч.Дж.Лими. Пер с англ., М.: Мет-я, 1984, 263 с.

2. Аморфные металлические сплавы. Под ред.Ф.Е.Люборского. Пер. с англ., М.: Мет-я,

1987, 583 с.

3. Метастабильные и неравновесные сплавы. Под ред. Ю.В.Ефимова. М.: Мет-я,

1988, 381 с.

4. W.Klements, R.H.Willens, P.Duwez. Nature, v. 187, 1960, p.809.

5. Г.А.Дэвис. В сб.: Быстрозакаленные металлы. Под. ред. Б.Кантора. Пер с англ. М.:

Мет-я, 1987, с. 11-30.

tb

6. T.Masumoto. Proc. 8 Int. Conf. «Rapidly Quenched and Metastable Materials», Sendai, 1993, p.8.

7. Дж.Кристиан. Теория превращений в металлах и сплавах, ч.1. Пер. с англ., М.: Мир, 1978, 806 с.

8. М.Браун, Д.Доллимор, АГалвей. Реакции твердых тел. Пер. с англ., М.: Мир, 1980, 359 с.

9. J.Sestak, Glasses: Phenomenology of vitrification and crystallization, in Z.Chroj, J.Sestak and A.Triska (Eds.), Kinetic Phase Diagrams, Elsevier, Amsterdam, 1991, p. 169

10. П.Ю.Бутягин. Успехи Химии, т. 63, № 12, 1994, с. 1031.

11. C.C.Koch. Mater.Trans^M, v.36, N° 2, 1995, p.85.

12. L.Schultz. Phil. Mag. B, v. 61, 1990, p.453.

13. С.Д.Калошкин, ИА.Томилин, М.М.Франк-Каменецкий, Кинетика кристаллизации аморфных сплавов Co70.xFe5Cr^i15B9. Изв. ВУЗов. Черная мет-я, 1984, N11, с. 86-88.

14. С.Д.Калошкин, А.КЗайцев, Т.Ю.Мочалова, Б.В.Молотилов, В.П.Овчаров, И.А. Томилин. Влияние хрома на кристаллизацию аморфных сплавов системы Fe-B. ФММ, 1985 т. 59, N.1, с. 165-170.

15. С.Д.Калошкин, И.А.Томилин, А.КЗайцев. О кинетике кристаллизации аморфных сплавов Структура, структурные превращения и магнитные свойства аморфных металлилических сплавов. М: Мет-я", 1986, с.67-71.

16. С.Д.Калошкин, Л.А.Алексеев, И.А.Томилин, Хоанг Фыонг Донг. Исследование перераспределения хрома между фазами при кристаллизации аморфных сплавов Fe-Cr-B методом ЯГРС. ДАН СССР 1985, т.284, N5, с. 1120-1124.

17. К.Л.Богуславская, А.КЗайцев, С.Д.Калошкин. Последовательность выделения фаз при кристаллизации аморфных сплавов Fe-Cr-B. Изв. ВУЗов. Черная мет-я, 1986, N3, с. 152-153.

IS. А.К.Зайцев, С.Д.Калошкин, Г.И.Кандыба, И.А.Томилин. Структурные особенности кристаллизации аморфных сплавов Fe85-xCrxB15. ФММ, 1986, т. 61, N5, с. 1019-1022.

19. С.Д.Калошкин И.А.Томилин, Хоанг Фыонг Донг. Кристаллизация аморфных сплавовFe-B с добавкамиА1 и V. ФММ, 1987, т.63, N1, с.202-204.

20. С.Д.Калошкин, В.П.Овчаров, И.А.Томилин. Термическая устойчивость аморфных сплавов Fe-B, легированных переходными металлами. Расплавы, 1987,т. 1, N3,c.68-72.

21. Н.Г.Крашенинникова, Б.М.Могутнов, И.А.Томилин, Н.Г.Шапошников, С.Д.Калошкин. Теплоемкость интерметаллического соединения Nio&CoojsTi в интервале температур 78-273 К ФММ, 1988, т. 65, N5, с. 1026-1027.

22. ФД.Хоанг, С.Д.Калошкин, A.M. Чигринов. Влияние малых добавок Ni и Мо на термическую стабильность магнитномягкого аморфного сплава Fe78Si9B13. Изв.ВУЗов. Черная Мет-я, 1988, N11 с. 145-146.

23. С.Д.Калошкин, И.А.Томилин. Приближенная оценка теплот образования метастабильных боридов М3В (M=Ti,V,Cr,Mn,Fe, Ni). Изв.ВУЗов. Черная Мет-я

1988, N3, с. 4-6.

24.А.А.Зубков С.Д.Калошкин И.А.Томилин Изучение кинетики кри сталлизации аморфного сплава Fe80VsBJ5 в широком диапазоне скоростей нагрева. Изв.ВУЗ ов. Черная мет-я, 1989, N7, с. 74-76.

25.1.A.Tomilin, S.D.Kaloshkin, P.D.Hoang. The investigation of processes be/or crystallization in amorphous alloys by DSC (oxidatin or relaxation). 11 Int. Conf. on Amorphous Metal-lic Materials, Smolenice, CSSR, May 22-26, 1989. Key Engeneering Materials, v. 40-41, 1990, p. 203-208.

26. С.Д.Калошкин, В.П.Овчаров. ИА.Томилин, ФД.Хоанг. Термодинамические движущие силы кристаллизации аморфных сплавов на основе системы Fe-Si-B. 6th Non-Ferrous Metallurgical Symp. Rapidly Solidified Materials Sec.B, 11-13 Oct

1989,Hungary, p. 92-101.

21. И.А.Томилин, С.Д.Калошкин, ФД.Хоанг. Исследование кинетики окисления аморфных сплавов методом ДСК. 6-th Non-Fer-rous Metallurgical Symp. Rapidly Solidified Materials Sec.B, 11-13 Oct 1989, Hungary, p. 357-362.

28. И.А.Томилин С.Д.Калошкин Термодинамический анализ кристаллизации аморфных сплавов Fe-M-B. ФММ, 1989, т. 68, вып.З, с. 518-525.

29. LA.Tomilin, S.D.Kaloshkin, T.Yu.Mochalova. The Influence of Ball Milling on the Crystallization Kinetics of the Amorphous Alloys Ni78SijoBj2- Int.Symp. on Mechanical Alloying, Kyoto, Japan, May 7-10, 1991 Materials Science Forum, v.88-90, 1992, p.289-296.

30. И.А.Томилин, Т.Ю.Мочалова, С.Д.Калошкин, Т.Г.Костюкович, Е.А.Лопатина. Влияние обработки в шаровой мельнице на кинетику кристаллизации аморфного сплава Ni78Si10B12. Известия Академии наук. Сер. Металлы, 1993, N3, с. 217-222.

31. A.P.Zhukov, S.A.Ivanov, M.A.Nudelman, B.K.Ponomarev, S.D.Kaloshkin, A.A.Shatov. Magnetic properties of Cr andMn powders. J.Appl.Phys., v. 73, 1993, N10, p. 6414.

32. И.А.Томилин, С.Д.Калошкин, Т.Ю.Мочалова, В.В.Васильев. Зависимость термической стабильности порошков аморфного сплава Ni7gSiioBi2 от условий вибропомола. Неорганические материалы, т. 31, 1995, N8, с. 1059-1064.

33. T.Yu.Mochalova, S.D.Kaloshkin, I.A.Tomilin. The Influence of High-Energy Ball Milling Conditions on the Kinetics of Comminution and Crystallization the Amorphous Alloys based on Fe andNi. Int. Symp. on Metastable, Mechanically Alloyed and Nanocrystalline Materials. Grenoble, June27-July 1, 1994. Mater. Sci. Forum, v. 179-181, 1995, pp.345350.

34. S.D. Kaloshkin, LA. Tomilin, В. V. Jalnin, I.B. Kekalo, E. V. Shelekhov. The Influence of Amorphous Alloys Composition on Kinetics of Crystallization worh the Nanocrystalline Structure Formation. Int. Symp. on Metastable, Mechanically Alloyed and Nanocrystalline Materials. Grenoble, June 27-July 1, 1994. Mater. Sci. Forum, v. 179181, 1995, pp.557-562.

35. С.Д.Калошкин, И.А.Томилин. Термодинамическое описание превращений аморфных твердых растворов в системе железо-кремний-бор ЖФХ, т. 70, 1996, N1, с.27-32.

36. T.Yu. Mochalova, S.D. Kaloshkin, I.A. Tomilin, E.V Obrucheva, B.VJalnin. The Crystallization Kinetics of "Finemet" Type Amorphous Alloy Before and After Milling International Symposium on Metastable, Mechanically Alloyed and Nanocrystalline Materials Quebec, July 24-28, 1995, Mater. Sci. Forum, v.225-227, 1996, pp.353-358.

37. S.D. Kaloshkin, I.A.Tomilin. The crystallization kinetics of amorphous alloys. Thermochimica Acta, v.2926, 1996, pp. 1-15.

38. S.D. Kaloshkin, LA.Tomilin, G.A.Andrianov, U.V.Baldokhin, E.V. Shelekhov. Phase transformations andhypeifine interactions in mechanically alloyed Fe-Cu solid solutions

International Symposium on Metastable, Mechanically Alloyed and Nanocrystalline Materials. Rome, May 20-24, 1995, Mater. Sei. Forum, v.235-238, 1996, pp. 565-570.

39. С.Д.Калошкин, И.А.Томилин. Об определении энергии активации кристаллизации аморфных металлических сплавов при нагреве Материаловедение, 1997, N1, с. 7-13.

40. Б.В.Жалнин, С.Д.Калошкин, И.Б.Кекало, Е.В.Обручева, Е.В.Шелехов. Формирование и особенности магнитного поведения аморфно-кристаллических наноструктур в сплавах железа. Изв. ВУЗов. Черная Мет-я 1996, N9, с.47-53.

41. С.Д.Калошкин, В.В.Чердынцев. Получение перенасыщенных твердых растворов и аморфных фаз при механообработке металлических систем. 6-я научная школа стран СНГ "Вибротехнология-96", 9-14 Сент. 1995 г., г.Одесса, Материалы, ч.1, с.8-17.

42. В.В.Чердынцев, С.Д.Калошкин, Ю.В.Балдохин, И.А.Томилин, Е.В.Шелехов. Области существования фаз и тонкая кристаллическая структура сплавов системы железо-кобальт, приготовленных механическим сплавлением. ФММ, 1997, т.84, N4, с. 152-160.

43. С.Д.Калошкин, НА.Томилин, Е.В.Шелехов, В.В.Чердынцев, Г.А.Андрианов, Ю.В.Балдохин. Образование пересыщенных твердых растворов в системе Fe-Cu при механосплавлении. ФММ, 1997, т.84, N3, с. 68-76.

44. Ю.В. Балдохин, В. В. Чердынцев, С Д. Калошкин, И. А. Томилин Fe-Co Сверхтонкая структура сплавов системы железо-кобальт, приготовленных механическим сплавлением, ДАН, 1998, т.

45. С.Д.Калошкин, И.А.Томилин. Влияние хрома на кристаллизацию аморфных сплавов системы Fe-B. III Всесоюзное совещание по аморфному магнетизму. Самарканд. 1983, Тез. докл. с. 126.

46. С.Д.Калошкин, И.А.Томилин, А.К.Зайцев. О кинетике кристаллизации аморфных сплавов. Всес. конф. "Пробл. иссл. структуры аморфных металлилических сплавов, 1984, Москва, МИСиС. с. 117-120.

47. И.А. Томилин, С.Д.Калошкин. Закономерности изменения температурной стабильности аморфных сплавов Fe-B при легировании их переходными металлами четвертого периода IV Всес. семинар по аморфному магнетизму. Владивосток, 10-13 окт. 1986 г. Тез.докл., с.БП-10.

48. И.А.Томилин, С.Д.Калошкин. Термодинамическое описание распада аморфных сплавов в системе Fe-M-B. 11 Всесоюзная конференция по калориметрии и химической термодинамике. Новосибирск, 1986, ч.2, 155-156.

49. И.А.Томилин, С.Д.Калошкин, В.П.Овчаров. Термическая устойчивость аморфных сплавов на основе системы железо-бор. I Межд.конф. по быстрой закалке металлических сплавов стран СЭВ, Варна, 11-17мая, 1987 Тез. докл., с.69

50. Ф.Д.Хоанг, С.Д.Калошкин, И.А.Томилин, А.М.Чигринов. Процесс перераспределения легирующих элементов при кристаллизации аморфных сплавов. 3 Всес. копф. "Проблемы иследования структуры аморфных металлических сплавов", Москва, 1988 Сб. тез., с.208-209.

51. А.А.Зубков, С.Д.Калошкин, И.А.Томилин. Влияние скорости нагрева на кинетику кристаллизации аморфных сплавов. 3 Всес.конф. "Проблемы иследования структуры аморфных металлических сплавов", Москва, 1988, Сб. тез., с. 192.

52. И.А. Томилгт, Ф.Д.Хоанг, С.Д.Калошкин. Термическая стабильность и диаграмма стадий кристаллизации аморфных сплаво на основе системы Ре-Яг-В. 3 Всес .конф. "Проблемы иследования структуры аморфных металлических сплавов", Москва, 1988, Сб. тез., с. 133.

53. С.Д.Калошкин, Ф.Д.Хоанг, И.А.Томилин, ДМ.Перцев. Калориметрическое исследование релаксационных процессов в аморфных сплавах Ре-У-В. 3 Всес. конф. "Проблемы иследования структуры аморфных металлических сплавов", Москва, 1988 Сб. тез., с. 151.

54. С.Д.Калошкин И.А.Томилин Ф.Д.Хоанг Термодинамика аморфных сплавов систем Ре-В и Ре-М-В. III Всес. совещ. "Физикохимия аморфных (стеклообразных) металлических сплавов"Москва, 4-6 июля 1989 г., Тез. докл. с. 18-19.

55. И.А.Томилин, РД.Нуралиева, С.Д.Калошкин, И.В.Карпов, Д.А.Перцев, О.М.Жигалина. Кинетика релаксации аморфного сплава Ре81(81,В,С)¡9 и ее влияние на величину удельных потерь на перемагничивание Всес. симп. по физике аморфных магнетиков, 3-6 июля, 1989, Красноярск. Тез.докл. с.67.

56. С.Д.Калошкин И.А.Томилин, Т.Ю.Мочалова. Предкристаллизационные процессы в аморфных сплавах, регистрируемые методом ДСК. V Всес. конф. Аморфные прецизионные сплавы: технология, свойства, применение" г. Ростов Великий, 2327 септ. 1991, Тез.Докл., с. 161.

51. И.А.Томилин, С.Д.Калошкин. Роль термодинамического фактора в образовании и стабильности аморфного состояния в металлических сплавах. V Всес.конф. Аморфные прецизионные сплавы: технология, свойства, применение" г. Ростов Великий, 23-27 сент. 1991, Тез.Докл., с. 15.

58. И.А.Томилин Т.Ю.Мочалова С.Д.Калошкин, Т.Г.Костюкович. Получение аморфных порошков измельчением аморфных лент сплава N¡7x81 ¡0В12 в шаровых

мельницах. VIII Всес. семинар "Дезинтеграторная технология", Киев, 1-3 окт. 1991 г. Тез. докл., с. 143-144.

59. А.А.Шатов, СД.Калошкин, А.Ю.Дъяконов. Свойства порошков хрома и марганца, полученных в шаровой планетарной мельнице. VIII Всес. Семинар "Дезинтеграторная технология", Киев, 1-3 окт. 1991 г., Тез. докл., с. 140-141.

60. И.А.Томилин, СД.Калошкин, Т.Ю.Мочалова, Н.Б.Белова, Т.Г.Костюкович. Азотирование порошков сплава Fe77y5Sij3:sB9 методом механоактивации. Комплекс науч. и науч.-техн. мероприятий стран СНГ. Одесса, 1993, Материалы, с. 316.

61. И.А.Томилин СД.Калошкин Т.Ю.Мочалова, В.В.Васильев. Влияние измельчения на структуру и свойства аморфного сплава Ni78Si]oBJ3 Комплекс науч. и науч.-техн. мероприятий стран СНГ. Одесса, 1993, Материалы, с. 317.

62. S.D.Kaloshkin, I.A.Tomilin. The thermodynamic and kinetic analysis of the crystallization of amorphous alloys on the base of systems Fe-Si-B and Fe-B with the additions of transition metals Ti, V, Cr, Mo, Mn, Co and Ni. 8 Int. Conf on Rapidly Quenched andMetastable Materials. Abstracts, Sendai, 22-27 Aug. 1993, p. 35.

63. E.P.Lepehin. S.D.Kaloshkin, I.A.Tomilin. The loss of the ferromagnetism in amorphous alloy Fe73 5Cu]Nb3Sij3 5Bg after the action of the high pressure8 Int. Conf. on Rapidly Quenched and Metastable Materials. Abstracts, Sendai, 22-27 Aug. 1993, p. 138.

64. Т.Ю.Мочалова, СД.Калошкин, И.А.Томилин, Н.Б.Белова, Т.Г.Костюкович. Получение и азотирование аморфного порошка сплава Fe-Si-B методом механоактивации. II Сем. России и стран СНГ "Структурно-морфологические основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий". Обнинск, Тез. докл., 1993, с. 70.

65. СД.Калошкин, Е.П.Лепехин, И.А.Томилин. Влияние обработок высокими давлениями на кристаллизацию аморфного сплава Fe-Nb-Cu-Si-B, полученного закалкой расплава II Сем. России и стран СНГ "Структурно-морфологические основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий". Обнинск, Тез. докл., 1993, с.71.

66. В.В. Чердынцев, СД.Калошкин, Е.В.Шелехов, И.А.Томилин. Получение сплавов системы железо-марганец методом механического легирования. IV Межгос. сем. "Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий". Обнинск, Тез. докл., 1997, с.52.

67.А.Г.Шпакова, М.Абу Кхарруб, СД.Калошкин, И.А.Томилин. Механохимический синтез силицидов переходных металлов эквиатомного состава. IV Межгос. сем.

"Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий". Обнинск, Тез. докл., 1997, с. 141.

68. V.V. Tcherdyntsev, S.D. Kaloshkin, I.A. Tomilin, E.V. Shelekhov, Yu.V. Baldokhin The structure transformations in mechanically alloyed Fe-Mn and Fe-Co composition. International Symposium on Metastable, Mechanically Alloyed and Nanocrystalline Materials. Barcelona, Sept. 1997, Proceedings, 6p.

69. R.Borman. Mater.Sci. and Eng., v.A179/180, 1994, p.31.

70. У.Герольд, У.Кестер. В кн.: Быстрозакалеиные металлы. Под ред. Б.Кантора, пер с англ., М.: Мет-я, 1983, с. 147.

71.U.Koster, U.Herold. Glassy metals I, Eds.Guntherodt, H.Beck, Springer-Verlag, Heidelberg, 1981, p.225.

72. T.B.Massalski, Proc.4th Conf.on Rap.Quen.Met., Sendai, 1981, p.201.

73. И.В.Золотухин, Ю.В.Бармин. Стабильность и процессы релаксации в металлических стеклах. М.: Мет-я, 1991, 157 с.

74. А.Л.Грир, Дж.А.Лик. В кн.: Быстрозакаленные металлы. Под ред. Б.Кантора, пер. с англ., М.: Мет-я, 1983, с. 160.

75. С.Д.Грахам, Т.Эгами. В кн.: Быстрозакаленные металлы. Под ред. Б.Кантора, пер. с англ., М.: Мет-я, 1983, с.269.

76. Х.С.Чен. В кн.: Аморфные металлические сплавы. Под ред. Ф.Е.Люборского, пер. С англ., М.: Мет-я, 1987, с. 164.

77. И.Пригожин, Р.Дефэй. Химическая термодинамика. Пер. с англ., Новосибирск: Наука, 1966, 509 с.

78. К.А.Путилов. Термодинамика. М.: Наука, 1971, 375 с.

79. А.А.Турчанин, А.А.Зубков, И.А.Томилин. Изв. ВУЗов. Черная Мет-я, N3, 1997, с.З.

80. A.A.Turchanin, I.A.Tomilin, A.A.Zubkov. Materials Science Forum, v.235-238, 1997, p.367.

81. D.Mayou. J. of Phys.: Condens. Matter 1, 1989, p.9685.

82. M.P.Henaff, C.Colinet, A.Pasturel, K.H.J.Bushow. J. Appl. Phys., v.56, 1984, p.307.

83.1.Ansara, A.Pasturel, K.H.J.Bushow. Phys. Status Solidi, v.A69, 1982, p.447.

84. В.А.Гейдерих, И.Б.Куценок. Журн. хим. термодинамики и термохимии, т.1, 1992, N1, с.80.

85. О.Я.Васильева, И.Б.Куценок, И.А.Томилин, В.А.Гейдерих. ЖФХ, т.67, 1993, N6; с.1153.

86. F.Sommer. Proc. 4th Int. Conf. on Rapidly Quenched Metals, Sendai, 1981, p.209.

87. H.Miura. J. of Non-Cryst. Sol., v.61/62, 1984, p. 163.

88. СД.Калогикин. Термическая устойчивость аморфных сплавов на основе системы Fe-B и ее зависимость от химического состава. Дисс...канд. физ.-мат.наук, -М, МИСиС 1985, 217 с.

89.1.W.Donald, H.A.Davias. Met.Sci., v. 16, 1982, p.254.

90. A Lovas, L.Granasy, K.Zambo-Balla, T.Kiraly. KFKI, 1980, N104, p.l.

91. T.Kemeny, I.Vincze, B.Fogarassy. KFKI, 1978, N56, p.l.

92. C.Antonione, L.Battezati, G.Cocco, F.Marino. Z.Metallk., v.75, 1984, p.714.

93. A.Zalusca, H.Matyia. Proc. 4th Int. Conf. on Rapidly Quenched Metals, Sendai, 1981, p.863.

94. К.Судзуки, Х.Фудзимори, К.Хасимото. Аморфные металлы. Пер. с яп., М.: Мет-я, 1987, 328 с.

95. Е.П.Елсуков, Г.Н.Копыгин. Физика и механика твердого тела, 1987, с.З.

96. А.И.Радьков, Н.М.Самарина, С.М.Третьякова. В сб.: Аморфные прецизионные сплавы, МЧМ СССР, Мет-я, 1981, с.77-83.

97. Е.Н.Власова, Б.В.Молотилов. ДАН СССР, 1979, т.249, 1979, с. 1112.

98. A.Makino, A.Inoue, T.Masumoto. Mat. Trans. JIM, v.31, 1990, p.891.

99. Л.В.Воропаева, Ю.Б.Левин, H.И.Новохатская, А.В.Серебряков. ФММ, т.78, 1994, вып.1, с.94.

100. П.В.Гельд, Б.А.Баум, М.С.Петрушевский. Расплавы ферросплавного производства. М.: Мет-я, 1973, 288 с.

101. Покатилов B.C. В сб.: Аморфные металлические материалы.- М.: Наука, 1984, с.28.

102. 12.N.Saunders. CALPHAD, v. 12, 1988, р.41.

103. B.Zappel, F.Sommer. Mat.Sci.Eng., V.A179/A180, (1994), p.283

104 В.С.Покатилов, Ю.А.Грацианов. Б.Н.Кулагин. ДАН СССР, т.251, 1980, N1, с.92.

105. O.Kubashewski, C.B.Alcock. Metallurgical thermochemistry. Oxford: Pergamon Press, 1979, 449 pp.

106 H.S.Chen, L.c.Kimerling, J.M.Poate, W.L.Brown. Appl. Pys. Lett., v.32, 1978, p.461.

107. A.I.Taub, F.Spaepen. Acta Met. v.28, 1980, pl781.

108. И.Б.Кекало, В.Л.Столяров, В.Ю.Цветков. В сб.: Аморфные металлические материалы, М.: Наука, 1984, с. 119.

109. H.S.Chen. J.Appl.Phys., v.49, 1978, р.3289.

110. H.S.Chen, E.Coleman. Appl. Pys. Lett., v.28, 1976, p.245.

Ill G.Riontino, F.Marino. Scripta Met., v. 18, 1984, p. 13.

112. A.Kursumovis, M.G.Scott, E.Grist, R.W.Cahn, Scripta Met., v. 14, 1980, p. 1303.

113. A.L.Grell. J. of Non-Cryst. Solids, v.61/62, 1984, p.737.

114. C.P.Chou, D.Turnbull. J. of Non-Cryst. Solids, v. 17, 1975, p. 169.

115. T.Egami. J. Mater. Science, v. 13, 1978, p.2587.

116. T.Egami. IEEE Trans. Magn., v.7, 1981, p.2600.

117. M.G.Scott. Scripta Met., v. 15, 1981, p. 1073.

118. L.Battezzati, G.Riontino, M.Baricco, A.Lucci, F.Marino. J. of Non-Cryst. Solids, v.61/62, 1984, p. 1021.

119. P.Zielinski, G.Dieter. J. of Non-Cryst. Solids, v.61/62, 1984, p.495.

120. H.Kimura, G.Dieter. Rapidly Quenched Metals, Proc. 4 Int. Conf., Sendai, v.l, 1982, p.475.

121. H.S.Chen, A.Inoue, T.Masumoto. J. Mater. Science, v.20., 1985, p.2417.

122. A.L.Greer, M.P.J.Gibbs, J.A.Leake, J.E.Evetts. J. of Non-Cryst. Solids, v.38/39, 1980, p.379.

123. G.L.Walter, F.E.Luborsky. Mater. Sei. Eng., v.33, 1978, p.91.

124. A.L.Greer, J.A.Leake. J. of Non-Cryst. Solids, v.33, 1979, p.291.

125. T.Tarnocri. Phys. Status Solidi A, v.87, 1985, p.283.

126. A.Inoue, T.Masumoto, H.S.Chen. J. Mater. Science, v. 19., 1984, p. 3953.

127. A.Inoue, T.Masumoto, H.S.Chen. J. of Non-Cryst. Solids, v.83, 1986, p.297.

128. Ю.А.Пустов, Ю.В.Балдахин, Б.К.Опара. ФММ, 1988, т.65, вьш.1, с. 159.

129. A.Calca, A.P.Radlinski. Acta Met., v.35, 1987, p.1823.

130. Е.Я.Малиночка, А.М.Дураченко. ФММ, т.56, 1983, вып.64, с.746.

131. Т.П.Шмырева, А.П.Мухин, А.Ф.Гуров, В.И.Ткач. Физика неупорядоченных систем. 1986, N8, с.54.

132. S.Kapusta, K.E.Hensler. Z.Metallk., v.72, 1981, p.785.

133. P.P.Karve, M.G.Trube. Sol. St. Comm., v.50, 1984, p. 1027.

134. И.В.Золотухин. Физические свойства аморфных металлических сплавов, М.: Мет-я, 1986, 176 с.

135. P.Gordelik, F.Sommer. Rapidly Quenched Metals. Proc. 5th Int Conf.(Wurzburg), v.l, 1985, p.623.

136. T.Komatsu, K.Matusita, R.Yokota. J. of Non-Cryst. Solids, v.69, 1985, p.347.

137. H.Morrel, M.H.Cohen, G.S.Grest. J. of Non-Cryst. Solids, v.61/62, 1984, p.749.

138. A. Van den Beukel. Scripta Met., v.22, 1982, p.783.

139. A. Van den Beukel, S.Rodelaar. Acta Met., v.31, 1983, p.419.

140. A.Van den Beukel„Rapidly Silidified Materials. Proc. Int. Conf. (Sandiego), 1985, p.193.

141. M.R.G.Gibbs, J.E.Evetts, J.A.Leak. J. Mater. Sci., v. 18, 1983, p.278.

142. S.Borrou, F.Varret. Sol. St. Comm., v.57, 1986, p.713.

143. Дж.Кристиан. Теория превращений в металлах и сплавах, ч.1, пер. с англ., М.: Мир, 1978, 806 с.

144. М.Браун, Д.Доллимор, А.Галвей. Реакции твердых тел, пер. с англ., М.: Мир, 1980, 359 с.

145. J.Sestak, Glasses: Phenomenology of vitrification and crystallization, in Z.Chroj, J.Sestak and A.Triska (Eds.), Kinetic Phase Diagrams, Elsevier, Amsterdam, 1991, p. 169.

146. C.Antonione, L.Battezzati, A.Lucci et.al. Z.Metallk., v.75, 1984, p.714.

147. J.Sestak, Thermochimica Acta, v.98, 1986, p.339.

148. А.Н.Колмогоров, Изв. АН СССР. Сер. матем., 1937, N3, с.355.

149. M.Avrami, J.Chem.Phys., 1939, v.7, p. 1103.

150. Б.В.Ерофеев, ДАН, 1946, т.52, с.515.

151. T.Ozava. J. of Therm. Anal., 1970, v.2, p.301.

152. H.E.Kissinger. Anal.Chem., 1957, v.29, p. 1702.

153. N.Sh.Petro, B.S.Girgis, Thermochimica Acta, 1986, v.117, p.127.

154. H.J.Borchadt, F.Daniels, J.Phys.Chem., 1957, v.79, p.41.

155. Г.О.Пилоян, О.С.Новикова, Ж.Неорг.Хим., 1967, т. 12, с.313.

156. С.Глесстон, К.Лейдлер, Г.Эйринг. Теория абсолютных скоростей реакций, пер. с англ., М.: ГИИЛ, 1948, 583 с.

157. K.H.J.Bushow. J.Phys.F: Met.Phys., v. 13, 1983, p.563.

158. В.И.Крысов, А.И.Лимановский, В.П.Набережных. В кн.: Аморфные металлические материалы, М.: Наука, 1984, с.79.

159. A.Zaluska, D.Zaluski, R.Petryk, P.G.Zielinki, H.Matyja. In book: Rapidly Quenched Metals, Ed.: S.Steeb, H.Warlimont, 1985, p.235.

160. Г.А.Дэвис. В кн.: Быстрозакаленные металлы, М.: Мет-я, 1983, с. 11.

161. А.С.Шаафсма, Г Снайдерс, Ф.Ван дер Вуде. В кн.: Быстрозакаленные металлы, М.: Мет-я, 1983, с.226.

162. L.Granasy, A.Lovas, T.Kemeny. Proc. Conf. On Metallic Glasses: Sci. And Tech., Budapest, 1980, v.l, p. 197.

163. P.G.Boswell. J. of Mater. Sci., v.15, 1980, p.1926.

164. И.Б.Кекало,Ф.Леффлер. ФММ, 68, вып.2, 1989, c.280.

165. T.Kulik, T.Horubala, H.Matyja. Mater. Sei. Eng., v.A157, 1992, p. 107.

166. Gong-Qing Teng, Yue-Sheng Chao, Zu-Han Lai, Lin Dong. Phys. Stat. Sol. A, v. 156, 1996, p.265.

167. Y.Yoshizawa, S.Oguma, K.Yamauchi. J.Appl. Phys., v.64, 1988, p.6044.

168. Y.Yoshizawa, K.Yamauchi. J. Jap. Inst. Of Meteals, v. 53, 1989, p.241.

169. Y.Yoshizawa, K.Yamauchi. MatTrans., JIM, v.31, N4, 1990, p.307.

170. M.Muller, N.Mattern., L.Illgen. Z.Metallkunde., v. 82, N12, 1991, p.895.

171. M.Muller, N.Mattern., L.Illgen. J.Magn.Magn.Mat., v. 112, 1992, p.263.

172. В.А.Макаров, М.А.Арцишевский, Ю.В.Балдохин и др. ФММ, 1991, N 9, с. 139.

173. G.Herzer. Mater. Sei. and. Eng., v. A133, 1991, p.l.

174. T.H.Noh, W.K.Pi, H.J.Kim, I.K.Kang. J.Appl. Phrys., v.69, 1991, p.5921.

175. T.Graf, G.Hampel, J.Korus, J.Hesse, G.Herzer. Nanostructured Materials, v.6, 1995, p.469.

176. T.Kulik, A.Hernando. Nanostructured Materials, v.6, 1995, p.529.

177. C.F.Conde, A.Conde. Nanostructured Materials, v.6, 1995, p.457.

178. Y.Ueda, S.Ikeda, K.Mihami. Mater. Sei. and Eng., w. A181/A182, 1994, p.992.

179. Кекало И.Б., Самарин Б.А. Физическое металловедение прецизионных сплавов. Сплавы с особыми магнитными свойствами. -М.: Металлургия, 1989, 496 с.

180. M.Knobel, R.Sato Turtelli, H.R.Reichenberg J.Appl.Phys., v.71, N12, 1992, p.6008.

181. S.Budurov, T.Spassov, G.Stephani, S.Roth, M.Reibold. Mat. Sei. and Eng., v.97, 1988, p.361.

182. O.Kohmoto, K.Haneda, T.Choh. Jap. J. of Appl. Phys., v.29, 1990, p.L1460.

183. M.Fujinami, Y.Hashiguchi, T.Yamamoto. Jap. J. of Appl. Phys., v.29, 1990, p.L477.

184. H.Yoshino, K.Inomata, M.Hasegawa. J.Appl.Phys., v.55, N6, 1984, p.1751.

185. F.E.Luborsky, J.J.Becker, J.L.Walter, H.Libermann. IEEE Trans.Magn., v. 15, N3, 1979, p. 1146.

186. A.Makino, A.Inoue, T.Masumoto. Mater. Trans. JIM, v.36, N 7, 1995, p.924.

187. A.Makino, Y.Yamamoto, Y.Hirotsu, A.Inoue, T.Masumoto. Mater. Sei. Eng., v. A179/A180, 1994, p. 495.

188. N.Clavagera, J.M.Machado da Silva, J.B.Oliviera, J.A.Diego, M.T.Cjavagera-Mora. Mater. Sei. Forum, v. 179-181, 1995, p.551.

189. В.А.Лазарев. Влияние поверхностно активных элементов на диффузию меди и железа в объеме и по границам зерен железа. Дисс. канд. тех. наук, ЦНИИЧМ, Москва, 1973.

190. Volmer M., A.Weber. Ztschr. Phys. Chem., 1926, Bd. 119, s.277.

191. Ю.И.Установщиков. Выделение второй фазы в твердых растворах. М.: Наука, 1988, 172 с.

192. Физические величины. Справочник. Под ред.И.Григорьева, Москва, 1991, 1232 с.

193. A.A. Ермаков, Е.Е. Юрчиков, В.А. Баринов.ФММ, т. 52, 1981, с. 1184.

194. C.C.Koch, O.B.Cavin, G.G.McKasmey, J.O.Scarbrough. Appl. Phys. Lett, vol. 43, 1983, p. 1017.

195. L.Schultz. Phil. Mag. B, v.61, N4, 1990, p.453.

196. E.Gaffet, M.Abdellaoui, N.Malhouroux-Gaffet. Mater. Trans. JIM, v.36, N2, 1995, p.198.

197. Т.А.Свиридова. Атомно-кристаллическая структура сплавов системы Ni-Nb-V при экстремальных воздействиях (закалка из жидкого состояния, облучение механоактивация). Автореф. дисс... канд. физ.-мат. наук. М.:МИСиС, 1996.

198. M.Baricco, N.Cowlam, 1.Schiffini, P.P.Marci, R.Frattini, S.Enzo. Phil. Mag. B, v.68, 1993, p.957.

199. R.Elkalkouli, P.Chartier, J.-F.Dinhut. Mater.Sci.Forum, w.179-181, 1995, p.267.

200. M.Baricco, L.Battezzati, S.Enzo, I.Soletta, G.Cocco. Spectrochimica Acta, v.49A, N9, 1993, p.1331.

201. P.H.Shingu, K.N.Ishihara, J.Kuyama. Proc. of the 34th Jap. Congress on Mater. Research, The society of Mater.Sci., Kyoto, 1991, p. 19.

202. E.P.Yelsukov, E.V.Voronina, G.N.Konygin, V.A.Barinov, S.K.Godovikov, G.A.Dorofeev, A.V.Zagainov. J: of Magn. And Magn. Mater., v. 166, 1997, p.334.

203. P.S.Gilman, J.S.Benjamin. Ann. Rev. Mater. Sei., v. 13, 1983, p.279.

204. H.Kimura, S.Kobayachi, Wha.-Nam Myung. Mater. Trans. JIM, v.36, N2, 1995, p.323.

205. Ю.А.Скаков, Е.В.Обручева, В.А.Умедман. Металлофизика и новейшие технологии. Т. 18, N12, 1996, с.74.

206. А.А.Попович. Разработка теоретических основ и эффективных технологий получения порошков тугоплавких соединений и сплавов на их основе в условиях высокотемпературного механохимического синтеза. Дисс... д.т.н, Санкт-Пб. гос. техн. ун-т, Санкт-Петербург, 1993.

207. Г. Хайнике. Трибохимия, М: Мир, 1987, 582 с.

208. А.А.Гусев. Известия СО РАН. Сер. хим. наук (Сиб. Хим. Журнал), 1993. вып.2, с. 135.

209. .J.Van der Colk, A.R.Miedema, A.K.Nissen. J.Less-Comm. Met., v. 145, 1988, p.l.

210. E.Hellstern, L.Schultz, J.Eckert. J.Less-Comm. Met., v.140, 1988, p.93.

211. R.Bormann, F.Garther, K.Zoltser. J.Less-Comm. Met., v.145, 1988, p.19.

212 L.Schultz, J.Less-Comm. Met. J.Less-Comm. Met, 1988, v. 145, p. 233.

213 F Gaffet, N. Merk, G. Martin, J. Bigot, J.Less-Comm. Met, v. 145, 1988, p.251.

214 P H. Shingu, K.N. Ishihara. Materials Transactions JIM, v. 36, 1995, p. 96.

215. P H. Shingu.Mater. Sci. Forum, w. 179-181, 1995, p. 1.

216. T.Aizawa, J.Kihara, D.Benson. Materials Transactions JIM, v. 36, 1995, p. 138. 217 И.Е.Болотов, А.В.Кожин. ФТТ, 1973, т. 15, N2, с.620.

218. R.B.Schwars, W.L.Jonson. Phys. Rev. Lett., v.51, 1983, p.415.

219. M.Brunei, S.Enzo, M.Jergel, S.Luby, E.Majkova, I.Vavra. J. Mater. Res., v.8, N10, 1993, p.2600.

220. П.Ю.Бутягин. Изв. CO АН СССР, сер. хим. наук, 1987, вып.5, с.48.

221. П.Ю.Бутягин. ДАН, т. 319, 1991, с. 384.

222. П.Ю.Бутягин. ДАН, т. 331, 1993, с. 311.

223. A.R.Yavari. Mater. Trans. JIM, v.36, 1995, p. 228.

224 O.Drbohlav, J.Secondi, A.R.Yavari. Mater. Sci. Forum, w. 179-181, 1995, p.475. 225. K. Suzuki. Сиб. Хим. Журнал, вып. 5, 1991, с.45.

226 И.А. Овидько, А.В. Осипов. ФТТ, вып. 1, 1992, с 288.

227 Е.Г.Аввакумов. Механические методы активации химических процессов. 2 изд., Новосибирск: Наука, 1986, 306 с.

228 A.N.Streletskii. Proc. of the 2nd Conf. on Structural Application of Mechanical Alloying, Vancouver, 1993, p.51.

229 E.V.Shelekhov, A.I.Salimon. Proc. of 3 Int. Aerosol Symp., Moscow, 1996, p.61.

230 T.H.Courtney, D.Maurice, B.J.M.Alkin, R.W.Rydin. Proc. of the 2nd Conf. on Structural Application of Mechanical Alloying, Vancouver, 1993, p.l.

231 J.Uchrin, R.Uchrin, E.G.Awakumov. Mater. Sci. Forum, w.179-181, 1995, p.425.

232 P.Yu.Butyagin, I K.Pavlichev, Reactivity of Solids, v.l, 1986, p.361.

233 А.И.Салимон. структурные и фазовые изменения в сплавах системы Ni-Co при механоактивации. Автореф. дисс. канд. физ.-мат. наук., М.:МИСиС, 1997.

234 N.Burgio, A.lasonna, M.Magini, S.Martelli, F.Padella - IL Nuovo Cimento, v. 130, 1991, p.459.

235 P.G.McCormic, H.Huang, M.P.DaUimore, J.Ding, J.Pan. Proc. of the 2nd Conf. on Structural Application of Mechanical Alloying, Vancouver, 1993, p.45.

236 K.Veshini, K.F.Kobayashi, S.Nasu, H.Hatano, K.N.Ishihara, P.H.Shingu. Z.Metallk.,

v.83, 1992, p. 132.

237 P.Crespo, A.Hernando, A.Garcia Escorial. Mat.Sci.Forum, w. 179-181, 1995, p.225.

238 J.Z.Jiang, U.Gonser, G.Gente, R.Bormann. Appl.Phys.Lett., , v. 63, 1993, p. 1056.

239 P.P.Macri, P.Rose, D.E.Banda, N.Cowlam, G.Principi, S.Enzo. Mater.Sci.Forum, w.

179-181, 1995, p.249. 240. O.Drbohlav, A.R.Yavary. Acta Metall.Mater., v. 43, 1995p. 1799.

241 J.Eckert, J.C.Holzer, J.J.Krill III, W.L.Johnson. J.Appl.Phys., v.73, 1993, p. 2794.

242 S.Enzo, G.Mulas, G.Frattini, G.Principi, R.Gutra, R.J.Cooper, N.Cowlam. Mater. Sci. Forum., vv.235-238, 1997, p.529.

243 Li Tie, Li Yu-zhi, Zhang Yu-heng, Gao Chen, Wei Shi-Qiang, Liu Wen-han, Phys.Rev.B, v.52, 1995, p. 1120.

244 J.Y.Huang, A.Q.He, Y.K. Wu. Nanostructured Mater., v.4, 1994, p. 1.

245 E.Ma, M.Atzmon, F.E.Pinkerton, J.Appl.Phys., v. 74, 1993, p. 955.

246 Б.М. Могутнов, И.А.Томилин, Л.А.Шварцман. Термодинамика сплавов железа. М: Металлургия, 1984. 296 с.

247. A.R.Miedema. J. Less Common Met., v.32, №2, 1973, p. 117-136; v.46, 1976, №1, p.67-83.

248. L.Kaufman, H.Beinstein, Computer Calculation of Phase Diagrams, Ney York: Academic, 1970.

249 Г.Шульце. Металлофизика., M: Мир, 1971.

250 Binaiy Alloys Phase Diagrams, v. 1, Ed. T.B. Massalski, Am.Soc. for Metals, 1987.

251 J.Z.Jiang, F.N.Chen, J.Phys.: Condens. Mater., v. 6, 1994, p. L343.

252 А.Е.Вол. Строение и свойства двойных металлических систем, М: Наука, т.2. 1962.

253 S.Saji, S.Abe, K.Matsumoto. Mater. Sci. Forum, w. 88-90, 1992, p. 367.

254. R.Bruning, K.Samwer, C.Kuhrt, L.Schultz, J. Appl. Phys., w.72, 1992, p. 2978.

255. Simuyama, N.Ohshima, Y.Nakamura. Phys. Stat. Sol., A, v.98, 1986, p.229.

256 J.C.Rawers. J.Mater. Synth. Proc. v.3, 1995, p.69.

257 D.Oleszak, M.Jachimovich, H.Matyja. Mater. Sci. Forum, w. 179-181, 1995, p.218.

258 И.И.Новиков. Дефекты крсталлической решетки, М: Металлургия, 1983.

259 В.С.Литвинов, С.Д.Каракшцев, В.В.Овчинников. Ядерная гамма-резонансная спектроскопия сплавов, М: Металлургия, 143 с.

260 F.Van der Woude, G.A.Sawotzky. Phys. Rep. C: Phys. Lett., v. 12C, 1974, N5, p. 335.

261 C.E.Johnson, M.S.Ridout, T.E.Granshaw. Proc. Phys. Soc., v.81, 1963, p. 1079. 262. l.Vincze, I.A.Campbell, A.J.Meyer. Solis State Commun., v. 15, 1974, 1495.

263 H.H.Hamdeh, B.Fultz, D.H.Pearson. Phys. Rev. B, v. 39, 1989, p. 11233.

264 Диаграммы соспояния двойных и многокомпонентных систем на основе железа. Ред. О.А. Банных, М.Е. Дриц. - М.: Металлургия, 1986.

265. E.Jartych, J.K.Zurawicz, M.Budzynski. J. Phys: Condens. Mater, v.5, 1993, p.927.

266. R.Brüning, K.Samwer, C.Kuhrt, L.Schultz. J. Appl. Phys, v.72, 1992, N7, p.2978.

267. C.Kuhrt, L.Schultz. J. Appl. Phys,. v.71, 1992, p. 1896.

268 G.S.Collins, B.H.Meeves. Scr. Met. Mater, v.29, 1993, p. 1319.

269. J.F.Dinhut, R.Elkalouli, M.Crosbras. Rev. Met. (Fr.), v.90, 1993, p. 1190.

270 Э. Гудремон. Специальные стали, M: Металлургия, 1966, т. 2.

271. F.W.Gayle, F.S.Biancaniello. Nanostr. Mater., v. 6, 1995, p. 429.

272 А.Н.Иванов,А.И.Салимон. Известия РАН. Металлы, N5, 1995, с. 145.

273. S.Gialanella, LLuterotti. Mater.Sei.Forum, 1995, v. 179-181, p.59. ^

274 G.S.Collins, B.H.Meeves. Scr. Met. Mater, v.29, N10, 1993, p.1319.

275 Yu.A.Skakov, N.V.Edneral, E.V.Frolov, J.A.Povolozki. Mat. Sei. Forum, v. 179-181, 1995, p.33.

276. М.Р,Кокнаева. Механоактивационный синтез аморфных и кристаллических фаз в двойных металлических системах. Автореф. дисс... канд. физ.-мат. наук. - М., МИСиС, 1990.

277 Н.В.Еднерал, М.Р.Кокнаева, Ю.А.Скаков, Л.И.Трусов. Металлофизика, т. 11, 1989, N2, с. 108.

278 М.Magini, C.Colella, W.Guo, T.Dikonimos Markis, S.Turtu. Mater. Sei. Forum, w. 179-181, 1995, p.325.

279 A.Calca, J.Jing, K.D.Jayasuriya, S.J.Campbell. Proc. 2nd Int. Conf. Structural Applications of Mechanical. Alloying, Vancouver, 1993, p.27.

280. L.Daroczi, D.L.Beke, G.Posgay, M.Kis Varga. Nanostr. Mater, v.6, 1995, p.981.

281. J.C.Rawers. J. Mater. Syhth. Proc, v.3, 1995, p.69.

282. J.C.Rawers, R.D.Govier, D.Cook. Scr. Met. Mater, v.32, 1995, p. 1319.

283. S.Szabo, I.Brovko, M.Kis Varga, D.L.Beke, G.Posgay. Nanostr. Mater., v.6, 1996, p.973.

284 Е.Т.Павлюхин, Ю.Е.Манзанов, Е.Г.Аввакумов, В.В.Болдырев. Изв. СО АН СССР, сер. Хим. наук, 1981, Вып. 6., с.84.

285 Б.С.Бокштейн, Ч.В.Копецкий, Л.С.Швиндлерман. Термодинамика и кинетика границ зерен в металлах. М.: Металлургия, 1986, 224 с.

286 О.А.Кайбышев, Р.З.Валиев. Границы зерен и свойства металлов. М.: Металлургия, 1987,214 с.

287. А.Н.Стрелецкий, П.Ю.Бутягин, А.В.Леонов. Коллоидный журнал, т.58, 1996, N2, с.248.

288. В.А.Чувильдеев. Теория неравновесных границ зерен в металлах. Дисс... докг. физ.-мат. наук, Н.Новгород, 1997.

289. К.Дж.Смитлз. Металлы. Справочник. Пер. С англ., М.: Мег-я, 1980, 446 с.

290. У.Пирсон. Кристаллохимия и физика металлов и сплавов, ч. 1. Пер с англ., М.: Мир, 1977, 419 с.

291. G.Cocco, l.Soletta, L.Battezzati, M.Baricco, S.Enzo. Phil.Mag. B, v. 61, 1990, p. 473.

292. V.K.Portnoy, V.I.Fadeeva, I.N.Zaviyalova. Alloys and Compounds, v.224, 1995, p. 159.

293. И.Н.Завьялова. Физико-химическое взаимодействие Ni с переходными металлами при механическом легировании. Авгрореф. дисс... к.х.н., М.: МГУ, 1996.

294. Л.Н.Лариков, В.М.Фальченко, В.Ф.Мазанко, С.М.Гуревич, Г.Х.Харченко, А.И.Игнатенко. ДАН СССР, т.221, N5, 1975, с. 1073.

295. В.В.Неверов, В.Н.Буров, А.И.Коротков. ФММ, т.46, 1978, вып.5, с.978.

296. A.T.Dinsdale. CALPHAD, v. 15, N4, 1991, pp. 317-425.

297. Б.М.Могутнов, И.А.Томилин, Л.А.Шварцман. Термодинамика сплавов железа. М.: Мет-я, 1984, 207 с.

298. M.L.Trudeau, R.Schulz,D.Dussauit,A.Van Neste,Phys. Rev. Lett., v.64, 1990, N1, p.99.

299. E.Angelini, C.Antonioni, M.Caricco, Philos.Mag. В., v.61, N4, 1990, p.567.

300. C.Gorecki, T.Gorecki, Z.Michno, Acta Phys. Pol.A. (Poland) V.A72, N1, 1987, p. 161.

301. Ю.АПустов, Ю.В.Балдохин, Поверхность. N11, 1989, с. 130.

302. U.Koster, B.Punge-Witteler, Sci. and Technol. of Rapidly Quenched Alloys. Pittsburg, 1987, p.355.

303. A.Calca, J.Williams. Mater. Sci. Forum, v.88-90, 1992, p.787.

304. T.Kayano, C.Lee, T.Fukunada. Mater. Sci. Forum, v.88-90, 1992, p.809.

305rK,Aoki, K.Suzuki. Mater. Sci. Forum, v.88-90, 1992, p. 801.