ИСТИНА

За время выполнения проекта, методом механохимического синтеза (МС) было синтезировано и исследовано более 40 порошковых сплавов системы Ni-Al, с учетом легирования переходными металлами (Fe, Co, Mo, Cr), а также углеродом. Для двухкомпонентных сплавов определены концентрационные области образования фаз после (МС) механохимического синтеза, идентифицированы структуры, как на промежуточных, так и на конечных стадиях синтеза, а также после нагревов. Показано, что при помоле смесей Ni-Al в области концентраций 40-61 ат. % Ni образуется β- фаза (тип CsCl) со степенью дальнего порядка, LRO ~0.7. Реакция происходит по «взрывному механизму» после достижения размеров ОКР для Ni и Al порядка нескольких десятков нм. Для смесей в области концентраций 65–85 ат. % Ni диффузионным путем образуются пересыщенные твердые растворы Ni(Al) с наноразмерной субструктурой (ОКР ≈ 7 -10 нм), которые испытывают упорядочение по типу (L1(2)) только после нагрева. Механическое легирование сплавов Ni-Al добавками Cr, Mo, Fe, Co было направлено на уточнение размещения атомов добавок по подрешеткам интерметаллида Ni3Al и их способность к консервации углерода в перовскитной структуре Ni3AlCx. Легирующие добавки Cr и Mo добавлялись в смеси как вместо никеля - (Ni70 Cr(Mo)5Al25), так и вместо алюминия - (Ni75Al20Cr(Mo)5Al25). Помол этих смесей приводил к образованию нанокристаллических (D ~ 7 -15 нм) твердых растворов Ni(Al, Cr) и Ni(Al, Mo). Сопоставление экспериментальных значений периодов решетки твердых растворов с значениями рассчитанными по правилу аддитивности (Вегарда), а также по правилу Бозолло – Ферранте, которое учитывает объемные модули упругости элементов, показало увеличение взаимодействия атомов, входящих в твердый раствор и, следовательно, образование областей с ближним порядком при МС. При нагреве твердых растворов Ni(Al, Cr) и Ni(Al, Mo)происходило их упорядочение до γ’ – фазы (L1(2)) и перераспределение атомов Cr(Mo) в подрешетку Al, независимо от состава исходной смеси. При этом дефицит атомов в никелевой подрешетке компенсировался структурными вакансиями. МС 4-х компонентных смесей Ni-Al-Сr(Mo)-C и Ni2.6Al1Co0.4Cх, и Ni2.6Al1Fe0.4Cх (х = 0.2 и 0.4) приводил к образованию смешанных (замещения и внедрения) твердых растворов с нано субструктурой (ОКР ~ 2-5 нм). Введение графита в исходную смесь уменьшало растворимость Mo и способствовало аморфизации твердых растворов вплоть до полной аморфизации. Показано, что образование твердых растворов сопровождается увеличением вероятности образования деформационных дефектов упаковки (ВДУ), величина которых растет с увеличением количества углерода в исходных смесях. Нагрев механосинтезированных (МС) порошковых сплавов с углеродом, приводил к упорядочению твердых растворов по типу Е21, при этом упорядочении твердых растворов Ni(Al, Mo(Cr), C) происходит выделение Mo или Cr и углерода с образованием карбидов - Mo2C или Cr3C2 Методом, основанным на первопринципных подходах, к расчету полной энергии растворов и континуальном приближении в теории растворов, учитывающей деформационное взаимодействие примесных атомов, вызванное искажениями кристаллической решетки растворителя. Рассчитано концентрационное расширение параметра решетки, энтальпия растворения углерода, а также термодинамические параметры взаимодействия в никеле и Ni3Al. Результаты расчетов сопоставимы с полученными нами экспериментальными результатами. Из расчетов следует, что если атомы Мо находятся в подрешетке Al, то величина uo = 0,058, и uo = 0,157, если в подрешетке Ni. Это сопоставимо с нашими экспериментальными результатами, например, для состава Ni3Al0.8Mo0.19 - uo = 0.098. Доказано, что элементы (Mo и Cr), размещаются во второй координационной сфере, замещая Al в решетке Ni3Al и уменьшают способность атомов C к вхождению в октаэдрическую позицию. Рассчитаны концентрационное расширение параметра решетки, энтальпия растворения углерода в никеле, термодинамические параметры взаимодействия. Аналогичные результаты получены и для растворов внедрения углерода в Ni3Al. Представленные данные необходимы для построения реалистичной модели твердых растворов внедрения, которая в свою очередь была применена для описания фазовых равновесий в этих системах. После нагрева в калориметре механосинтезированные твердые растворы Ni(Al, Co, C) и Ni(Al, Fe, C) испытывают упорядочение с образованием антиперовскитов (стр. тип Е21). Введение в исходную смесь до 9.5 ат.% Co вместо соответствующего количества никеля не изменяет количества углерода, растворяющегося в смешанном твердом растворе по сравнению с твердым раствором Ni(Al, C), а после упорядочения, до антиперовскита состава (Ni2.6Co0.4)Al1C0.15, избыточный углерод выделяется в виде графита. При частичной замене Ni на 9.5 ат.% (0.4 ат./ эл. яч.) Fe количество растворенного углерода, как в твердом растворе, так и в антиперовските может сохраняться до 0.3 ат./эл.яч. (Ni2.6Fe0.4)Al1C0.3. При нагреве механосинтезированного твердого раствора Ni(Al, Fe, C) кроме антиперовскита, выделяется вторая фаза – упорядоченный интерметаллид (Ni, Fe)Al (стр. тип CsCl), и микроструктура соответствует β / γ’ сплавам.