Нанотехнология. 2

                                  Введение

 
  В последнее время одним  из ведущих направлений в современном  материаловедении стал синтез  нанокристаллических веществ с заданными свойствами и создание функциональных материалов на их основе.

Повышенный интерес  к наноматериалам можно объяснить двумя основными причинами. Во-первых, уменьшение размера кристаллитов является традиционным способом улучшения таких свойств материала, как каталитическая активность, реакционная способность по отношению к твердофазным реакциям, спекаемость порошкообразных веществ, механическая прочность. Во-вторых, при уменьшении размера кристаллитов ниже некоторой пороговой величины физико-химические и функциональные свойства вещества могут претерпевать значительные изменения, в результате чего вещество приобретает особые, не характерные для объемного материала, свойства (магнитные, оптические, сверхпроводящие, диэлектрические).

Все методы синтеза  нанокристаллических материалов должны удовлетворять совокупности четко определенных критериев:

1. Неравновесность,  позволяющая добиться спонтанного зародышеобразования и не допустить роста и агрегации сформировавшихся наночастиц.

2. Высокая химическая  однородность получаемого наноматериала.

3. Монодисперсность образующегося вещества.

В настоящее время, известно множество различных методов  получения вещества в нанокристаллическом состоянии. Рассмотрим некоторые из них.

 

 

 

 

 

 

 

 

1.Компактирование  нанопорошков

 

      Рассматриваемая  технология использует метод  испарения и конден-

сации для получения нанокристаллических частиц, осаждаемых на холод-

ную поверхность вращающегося цилиндра; испарение и конденсация

проводятся в  атмосфере разреженного инертного  газа, обычно гелия Не;

при одинаковом давлении газа переход от гелия к ксенону, т. е. от менее

плотного инертного  газа к более плотному, сопровождается ростом раз-

мера частиц в  несколько раз. Частицы поверхностного конденсата, как

правило, имеют огранку. При одинаковых условиях испарения  и конден-

сации металлы с более высокой температурой плавления образуют части-

цы меньшего размера. Осажденный конденсат специальным скребком

снимается с поверхности  цилиндра и собирается в коллектор. После от-

качки инертного  газа в вакууме проводится предварительное (под давле-

нием ~ 1 ГПа) и окончательное (под давлением до 10ГПа) прессование

нанокристаллического порошка.

      Перспективным  методом получения высокоплотных компактных

тонкозернистых  материалов является спекание при высоком (до 10 ГПа и

более) давлении. Например, порошок TiN со средним размером частиц 40

нм спекали при давлении 3 и 4ГПа и температуре от 1000 до 1800 К. Мак-

симальная плотность спечённого образца достигалась при температуре

спекания 1670 К. Повышение  давления сопровождалось увеличением

плотности до 94 % от теоретической. Размер кристаллитов составлял

200 – 300 нм. Заметим, что в образцах, спечённых при температуре 1400 –

1500 К, размер кристаллитов не превышал 60 нм, а относительная плот-

ность образца достигала 92-93 %.

      В  целом для получения компактных нанокристаллических матери-

алов, в особенности керамических, перспективно прессование с по-

следующим высокотемпературным  спеканием нанопорошков. При ре-

ализации этого способа необходимо избегать укрупнения зёрен на стадии

спекания спрессованных  образцов. Это возможно при высокой  плотности

прессовок (не менее 0,7 от рентгеновской плотности), когда  процессы

спекания протекают  достаточно быстро и при относительно низкой тем-

пературе Т ≤ 0,5Tmelt (Tmelt – температура плавления). Получение таких

плотных прессовок  является серьезной проблемой, поскольку  нанокри-

сталлические порошки плохо прессуются и традиционные методы стати-

ческого прессования не приводят к достаточно высокой плотности. Физи-

ческой причиной плохой прессуемости нанопорошков являются межчас-

тичные адгезионные силы, относительная величина которых резко воз-

растает с уменьшением  размера частиц.

      Применение  динамических методов сжатия  нанопорошков позволя-

ет преодолеть силы адгезионного сцепления частиц и при одинаковом

давлении достичь большей плотности компактных образцов, чем в усло-

виях стационарного прессования.

   Для компактирования нанокристаллических порошков достаточно

эффективным оказался магнитно-импульсный метод. Этот метод  пред-

ставляет собой сухое интенсивное прессование порошков. Метод магнит-

ного импульсного прессования позволяет генерировать импульсные вол-

ны сжатия с амплитудой до 5 ГПа и длительностью в несколько микросе-

кунд. Метод основан на концентрировании силового действия магнитного

поля мощных импульсных токов, позволяет относительно просто управ-

лять параметрами волны сжатия, экологически чист и значительно безо-

паснее динамических методов, использующих взрывчатые вещества.

      В  отличие от стационарных методов  прессования, импульсные вол-

ны сжатия сопровождаются интенсивным разогревом порошка за счет

быстрого выделения  энергии при трении частиц в процессе упаковки. Ес-

ли размер частиц достаточно мал (D ≤ 0,3 мкм), то время  их прогрева

диффузией тепла  с поверхности оказывается заметно  меньше характерной

длительности импульсных волн сжатия (1 – 10 мкс). При определенных

условиях, подбором параметров волны сжатия, можно реализовать дина-

мическое горячее прессование ультрадисперсного порошка за счет высо-

кой поверхностной  энергии последнего. При одинаковой величине давле-

ния прессования магнитно-импульсный метод позволяет получать более

плотные компактные образцы, чем стационарное прессование.

      Магнитно-импульсный  метод применялся для прессования  нанок-

ристаллических порошков А12Оз и TiN. Результаты показали, что повы-

шение температуры прессования до ~900К более эффективно, чем увели-

чение давления при холодном прессовании. При импульсном давлении 4,1

ГПа и температуре 870 К удалось получить компактные образцы нано-

кристаллического  нитрида титана с размером зёрен ~ 80 нм и плотностью

около 83 % от теоретического значения. Снижение температуры прессо-

вания до 720 К сопровождалось уменьшением плотности до 81 %.

      Перспективным  и эффективным методом компактирования кера-

мических нанопорошков без применения пластификаторов является сухое

холодное ультразвуковое прессование. Воздействие на порошок  мощного

ультразвука в процессе прессования уменьшает межчастичное трение и

трение порошка  о стенки пресс-формы, разрушает  агломераты и крупные

частицы, повышает поверхностную активность частиц порошка  и равно-

мерность их распределения  по объёму. Это приводит к повышению  плот-

ности спрессованного изделия, ускорению диффузионных процессов, к

ограничению роста  зёрен при последующем спекании и к сохранению на-

ноструктуры. Например, в результате ультразвукового прессования нано-

порошка ZrO2, стабилизированного оксидом Y2O3, и последующего спе-

кания образцов на воздухе при температуре 1923 К удалось получить ке-

рамику с относительной плотностью около 90 %. Средний размер частиц

в исходном нанопорошке был около 50 нм. Средний размер зёрен в спе-

чённой керамике зависит от мощности ультразвуковых колебаний при

прессовании: увеличение мощности ультразвука от 0 до 2 кВт  приводит к

уменьшению среднего размера зёрен от 440 до 200 нм.

2.Осаждение на  подложку

 

      Осаждением  на холодную или подогретую  поверхность подложки

получают плёнки и покрытия, т. е. непрерывные слои нанокристалли-

ческого материала. В этом способе, в отличие от газофазного синтеза, об-

разование наночастиц происходит непосредственно на поверхности под-

ложки, а не в  объёме инертного газа вблизи охлажденной  стенки. Благо-

даря получению  компактного слоя нанокристаллического материала от-

падает необходимость  прессования.

      Осаждение  на подложку может происходить  из паров, плазмы или

коллоидного раствора. При осаждении из паров металл испаряется в ва-

кууме, в кислород- или азотсодержащей атмосфере, и пары металла или

образовавшегося соединения (оксида, нитрида) конденсируются на под-

ложке. Размер кристаллитов в плёнке можно регулировать изменением

скорости испарения  и температуры подложки. Чаще всего  этим способом

получают нанокристаллические плёнки металлов. Пленка из оксида цир-

кония, легированного оксидом иттрия, со средним размером кристаллитов

10 – З0 нм была получена с помощью импульсного лазерного испарения

металлов в пучке  ионов кислорода и последующего осаждения оксидов на

подложку с температурой 350 – 700 К.

      При  осаждении из плазмы для поддержания  электрического разряда

используется инертный газ. Непрерывность и толщину  плёнки, размеры

кристаллитов в  ней можно регулировать изменением давления газа и па-

раметров разряда. В качестве источника металлических ионов при осаж-

дении из плазмы используют металлические катоды, обеспечивающие

высокую степень  ионизации (от 30 до 100 %); кинетическая энергия  ио-

нов составляет от 10 до 200эВ, а скорость осаждения – до 3 мкм-мин-1.

      Воздействуя  на хром плазмой, полученной  дуговым разрядом в ар-

гоне низкого давления, на медную подложку была нанесена хромовая

плёнка со средним  размером кристаллитов ~20нм; плёнка толщиной ме-

нее 500 нм имела аморфную структуру, а при большей толщине находи-

лась в кристаллическом состоянии. Высокая твёрдость (до 20 ГПа) плёнки

была обусловлена  образованием сверхпересыщенных твёрдых растворов

примесей внедрения (С, N) в хроме.

      С  помощью осаждения из плазмы  можно получать не просто плёнки

нанометровой толщины, но плёнки, имеющие наноструктуру. Получен-

ные таким образом тонкие гранулированные плёнки Со-А1-О обладают

очень большим магнетосопротивлением несмотря на их большое электро-

сопротивление. Это  уникальное свойство было отнесено к  гранулирован-

ной металл-оксидной микроструктуре, содержащей металлические нано-

частицы, внедренные в матрицу из неметаллического изолирующего ок-

сида. Гигантское магнетосопротивление возникает при наличии суперпа-

рамагнетизма, поэтому размер магнитных частиц в плёнке должен быть

очень мал. Для выяснения  этого была изучена микроструктура плёнок с

помощью электронной  микроскопии высокого разрешения и  малоуглово-

го рассеяния рентгеновских лучей. Тонкие гранулированные плёнки спла-

вов системы Со-А1-О, осажденные на стеклянную подложку, были полу-

чены методом реактивного распыления в атмосфере Аr + О2 с использова-

нием мишени из сплава Cо72Al28. Концентрация кислорода в плёнках из-

менялась от 0 до 47ат.% с помощью контроля парциального давления О2 в

газовой смеси для  реактивного распыления. Исследование показало, что

гигантское магнетосопротивление в плёнке появляется, когда частицы Со

полностью окружены аморфным оксидом алюминия.Значение гигантско-

го магнетосопротивления очень сильно меняется в зависимости от содер-

жания кислорода в плёнке и является максимальным, когда среднее рас-

стояние между металлическими наночастицами минимально.

      Разновидностью  осаждения из плазмы является  магнетронное рас-

пыление, которое  позволяет использовать катоды не только из металлов и

сплавов, но и из различных соединений, и снижать  температуру подложки

на 100 – 200 К и ниже. Это расширяет возможности получения аморфных

и нанокристаллических плёнок. Однако степень ионизации, кинетическая

энергия ионов и  скорость осаждения при магнетронном распылении ни-

же, чем при использовании плазмы электродугового разряда.

      Эффективным  методом нанесения покрытий и  плёнок является им-

пульсное электроосаждение. Оно широко применяется для получения на-

ноструктурированных металлов. Подложка помещается в раствор, содер-

жащий ионы осаждаемого элемента. Между слоем осажденного металла

на подложке и  электродом, погруженным в раствор, создается изменяемая

во времени (пульсирующая) разность потенциалов. Пульсирующее на-

пряжение способствует созданию однородного покрытия. Исследование

влияния параметров осаждения на структуру и свойства никелевого по-

крытия показало, что распределение зёрен по размеру является узким, а

размер зёрен  Ni составляет от 13 до 93 нм. При нагреве полученного по-

крытия до 380 К рост зёрен отсутствовал.

      Традиционными  методами нанесения плёнок являются  химическое

и физическое осаждение  из газовой фазы (CVD и PVD). Эти методы давно

используются для  получения плёнок и покрытий различного назначения.

Обычно кристаллиты  в таких плёнках имеют достаточно большие разме-

ры, но в многослойных или многофазных CVD-плёнках удается получить

и наноструктуры. Осаждение из газовой фазы обычно связано с высоко-

температурными  газовыми реакциями хлоридов металлов в атмосфере

водорода и азота  или водорода и углеводородов. Температурный  интервал

осаждения CVD-плёнок составляет 1200-1400К, скорость осаждения  —

0,03-0,2 мкм-мин-1. Использование  лазерного излучения позволяет  сни-

зить до 600-900 К температуру, развивающуюся при осаждении из газо-

вой фазы, что способствует образованию нанокристаллических плёнок.

      В  последние годы при осаждении  из газовой фазы часто использу-

ются металлоорганические прекурсоры типа тетрадиметил(этил)амидов

М[N(СН3)2]4 и M[N(C2H5)2]4, имеющие высокое давление пара. В этом

случае разложение прекурсора и активация газа-реагента (N2, NН3) произ-

водится с помощью  электронного циклотронного резонанса.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

3. Нанокристаллические твердые сплавы на основе карбида титана: получение и компактирование

Твердые сплавы на основе карбидов вольфрама и титана, полученные традиционными  технологическими методами являются объектами  широкого промышленного использования [1-6]. Они успешно применяются в машиностроении, ракетостроении, самолетостроении, в атомной энергетике.  
Поэтому повышение эксплуатационных параметров твердосплавных изделий является важной задачей материаловедения. Однако резервы дальнейшего повы- шения свойств твердых сплавов традиционными способами практически исчерпали себя. Реальным путем улучшения их служебных характеристик является создание нанокристал- лических систем, в которых размер частиц не превышают 50 nm.  
Свойства таких материалов качественно отличаются от свойств тех же материалов в крупнокристаллическом состоянии. В этой связи создание твердых сплавов с нанокристаллической структурой является весьма важной задачей. Нанокристаллическая структура дает возможность существенно по- высить износостойкие, абразивные и жаростойкие свойства твердых сплавов при сохранении их ударной вязкости и удовлетворительной пластичности.

В настоящее время существует несколько способов получения нанокристаллических систем. Распространенным методом является механический помол шихты в высокоэнергети- ческих аттриторах (т.н. механохимическая активация). Недостатком этого способа является: малая производительность, загрязнение шихты кислородом и материалом аттритора и увели- чение контакта абразивных составляющих.

Сравнительно хорошие  результаты были получены способом химического  синтезиро- вания водных растворов солей вольфрама и кобальта [7]. Карбидизация высушенных смесей производилась в контроллируемой атмосфере CO / CO2, CO / Ar или CO / H2. Однако этот способ не приемлем к титановой шихте из-за высокого сродства титана и кислорода. Водные растворы способствуют появлению Ti . O связей и последующий пиролиз в восстановитель- ной среде всегда заканчивается образованием TiO2.

Лазерные и плазменные методы производства нанокристаллических материалов энерго- емкие, дорогостоящие и малопроизводительные. Поэтому применение этих методов оправ- дано лишь в специфических условиях.  
Методы получения нанокристаллического карбида титана описаны в американских патентах US 3812239 и US 4662215. По первому из них карбидообразование происходит при взаимодействии паров галогенида титана и углеводорода. Процесс протекает в реакторе с температурной зоной (150 ? 200) °С при поддержке вспомогательного газа.  
Согласно второ- го, карбид титана образуется после пиролиза продукта, полученного при взаимодействии органотитаната и полимера. В обоих методах трудности возникнают при введении в состав реагентов дополнительных соединений для получения твердых сплавов на базе карбида ти- тана. 
Аморфные титанокарбидные материалы получают также после пиролиза тетрабензoла титана Ti(CH2PH)4. Однако эти материалы содержат значительное количество свободного уг- лерода, что отрицательно влияет на качество карбида титана и твердых сплавов на его основе.

Представляло интерес  разработка нанокристаллических композиционных сплавов но- вого типа со структурными особенностями, где металл переходит в керамику с непрерывным изменением структуры, морфологии и свойств, что предотвращает возникновение внутрен- них напряжений и тем самым создаются условия сочетания жаропрочных, жаростойких, из- носостойких свойств керамики с пластичностью вязкостью металла. Это позволит увеличить рабочий ресурс изделий и температурный интервал эксплуатации. Появится возможность создания нового поколения этих материалов.

С учетом указанных обстоятельств  была предпринята попытка разработать  метод получения нанокристаллических порошков карбида титана с цементирующим металлом- связкой и технологию их компактирования для получения образцов и изделий, пригодных для исследования служебных характеристик и конкретного применения.

В настоящей работе приводится результаты исследовании по получению  твердых сплавов на основе карбида  титана методом химического синтезирования с использованием в качестве реагентов  гидридных соединений титана, карбидообразующих и цементирующих компонентов. 
В качестве цементирующего металла выбран никель, так как известно, что в ряду металлов Fe, Co, Ni, никель в большей степени смачивает карбид титана [8,9]. С целью определения возможности образования различных фаз, температурных и концентрационных границ их существования был проведен термодинамический анализ тройной системы (Ti - C) ? Ni (10 %).

Карбид титана получали в лабораторной установке, порошок активного титана (в отличии от порошка, полученного традиционным мето- дом) при низких температурах легко взаимодействует с карбидообразуемыми реагентами. Протекающий при этом процесс можно изобразить схематически:

В полученном карбиде титана для  использования в качестве связки никеля необходимо продолжение вышеуказанного процесса следующим образом:

Выделенная HCl вызывает частичное хлорирование титана и активацию его поверхнос- ти. Содержание Ni в сплаве изменяется в пределах (6 ? 20) wt. %. Хлорирования титана можно избежать применением никельсодержащих соединении, таких как оксид, карбонат, ацетат, формиат и др. Для получения сплава TiC + Ni (10 %) были использованы гидрид титана, хлорид никеля и сажа в таких количествах, что в молярное соотношение соответствующих компо- нентов в шихте было Тi : C : Ni = 1 : 1 : 0.1. Для обеспечения равномерного распределения компонентов шихту перемешивали в течении 1 h.  
Перемешанную шихту клали в корундовый тигель в форме лодочки, которую помещали в трубчатую печь. Для удаления воздуха трубку продували потоком аргона в течении 30 min. Затем температуру печи повышали до темпера- туры карбидизации, 850 °С, выдерживали в течении 1 h и охлаждали до комнатной температуры в потоке аргона.  
Полученные продукт представляет собой агломерированный порошок черного цвета с насыпной плотностью (0.45 – 0.48) g / сm3 . Фазовый состав сплавов, синтезированных при температурах 850 и 950 °С.

Среди известных методов быстрого компактирования для консолидации нанокристал- лического порошка на основе TiC был выбран метод искрового плазменного синтеза (ИПС) [10].  
При реализации ИПС импульсный ток, проходящий через частицы предварительно компактированного при низких давлениях порошка образует высокоэнергетический плаз- менный разряд на границе раздела частиц.  
Для ИПС характерно: кумулятивное воздействие давления и электрического тока на процесс компактирования порошка и фазообразования; уменьшение скорости роста частиц, обеспечивающееся быстрым объемным нагревом, что дает возможность снизить скорости роста частиц. Таким образом ИПС обеспечивает быстрое проведение процесса компактирования и охлаждения.

Для компактирования нанокристаллических материалов была создана установка. Установка позволяет проводить компактирование нанокристаллических материалов как в вакууме, так и в инертной атмосфере. Рабочее давление создается гидравлической систе- мой, а максимальная нагрузка на образец составляет 25000 kgf.  
Основным узлом нагрева- тельной системы является понижающий трансформатор, управляемый электронным блоком. Нагревательная система позволяет пропускать в компактированном объеме переменный ток до 4000 A. Для пуансонов используются графит марки КМ 54 ? 15. 
Это позволяет получать рабочее давление до 100 MPa. Регистрация параметров компактирования (давление, проходя- щий через образец ток, сопротивление образца, температура, перемещение пуансонов) про- изводится с помощью компютерного блока.

Процесс компактирования TiC + Ni (10 %) проводится в два этапа. На первом этапе ста- ртовый нагрев образца и активирование процесса компактирования производится пропуска- нием тока до 500 A при напряжением 10 V и начальном давлении не более 5 MPa. На втором этапе используется переменный ток, сила которого возрастает от 500 до 2000 A, а давление на образец увеличивается от 5 до 20 MPa. Продолжительность полного цикла компакти- рования составляет (3 - 4) min.

Перемещение температурного фронта от поверхности пуансона к центру образца  и скорость его перемещения определяется теплопроводностью компактированного материала. При компактировании сплава TiC + Ni (10 %) температурный градиент от центра до его поверхности не превышал 100 °С.

Для предварительного прессования  образцов из TiC + Ni (10 %) использовали одноразо- вые втулки. Втулки готовили из смеси порошка корунда и парафина (3 wt. %). При (70- 80) °С смесь размягчается и под давлением в (2 - 4) atm заполняет пресс-форму.

После охлаждения для удаления парафина втулка помещается в нагретую до (300 - 400) °С в печь. Окончательная термическая обработка втулки проводится при тем- пературе 1400 °С в течении 3 h.  
В результате компактирования получали образцы из TiC + Ni (10 %) двух типов – цилиндрические и призматические. 
Цилиндрические образцы предназначены для определения триботехнических характеристик, а призматические – для исследования механических свойств.

Растрово-электрономикроскопическое (РЭМ) и дифракто- амма компактированного образца TiC + Ni (10 %). Размер частиц, оцененый по степени уширения максимумов на дифрактограмме состав- ет 100 nm. С учетов этих результатов можно предположить, что наблюдаемый на РЭМ имке зерна представляют агломераты более мелких частиц. Плотность образцов состав- ла 4.63 g / cm3, предел прочности – 24 MPa; пористость – 6 %; твердость – RA = 93.8 kgf / сm2.

 

 

 

 

 

4.Кристаллизация аморфных сплавов

      В  этом методе нанокристаллическая структура создается в аморф-

ном сплаве путем его кристаллизации. Аморфные сплавы (их называют

также металлическим стеклами) получают разными методами, основой

которых является быстрый  переход компонентов сплава из жидкого со-

стояния в твёрдое. Следствием аморфной структуры являются высокая

магнитная проницаемость  и низкая коэрцитивная сила, исключительно

высокая механическая прочность и большая твёрдость  аморфных метал-

лических сплавов. Наиболее распространенным способом аморфизации

металлических сплавов  является спиннингование (melt spinning). Спин-

нингование представляет собой процесс получения тонких лент аморф-

ных металлических сплавов с помощью сверхбыстрого (скорость превы-

шает 106 К-с-1) охлаждения расплава на поверхности вращающегося диска

или барабана и хорошо отработано.

      Исследования  аморфных сплавов показали, что  их магнитные и ме-

ханические свойства можно существенно улучшить, если с помощью кри-

сталлизации создать в них нанокристаллическую структуру. Для кристал-

лизации ленту аморфного металлического сплава отжигают при контро-

лируемой температуре. Для создания нанокристаллической структуры

отжиг проводится так, чтобы возникало большое число  центров кристал-

лизации, а скорость роста кристаллов была низкой. Первой стадией кри-

сталлизации может быть выделение мелких кристаллов промежуточных

метастабильных  фаз. Так, при изучении аморфного  сплава системы Ni-P

было найдено, что  сначала образуются маленькие кристаллы  метаста-

бильного сильно пересыщенного твёрдого раствора фосфора в никеле

Ni(P) и только после этого появляются кристаллы фосфидов никеля.

Предполагается, что  барьером для роста кристаллов может  быть аморф-

ная фаза.

      Кристаллизация  аморфных сплавов особенно активно  изучается в

связи с возможностью создания нанокристаллических ферромагнитных

сплавов систем Fe-Cu-M-Si-B (M – Nb, Та, W, Mo, Zr), имеющих очень

низкую коэрцитивную силу и высокую магнитную проницаемость, т. е.

мягких магнитных  материалов.

                 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

Литература.

1. Гусев А.И. Наноматериалы, наноструктуры, нанотехнологии /

     А.И.  Гусев. – М. : Физматлит, 2005. – 416 с.

  2. Сергеев Г.Б.  Нанохимия / Г.Б.Сергеев. – М. : Изд-во МГУ,

     2003. –  288 с.

  3. Суздалев И.П. Нанотехнология: физико-химия нанокластеров, нано-

     структур  и наноматериалов / И.П. Суздалев. – М. : КомКнига, 2006. –

     592 с.

  4. Андриевский  Р.А. Наноструктурные материалы / Р.А Андриевский,

     А.В.  Рагуля.- М. : Aкадемия, 2005. - 192 с.

Интернет ресурсы.

1. http://window.edu.ru/
2. http://www.74rif.ru/

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

Заключение

 
  Нанокристаллические металлы и сплавы являются одним из наиболее перспективных типов новых конструкционных материалов за счёт своих уникальных физических свойств и механических характеристик. Однако ещё не все свойства наноматериалов достаточно хорошо изучены, в частности, ещё практически ничего не известно о свариваемости таких материалов. И хотя к настоящему времени уже был проведён ряд экспериментов по сварке наноматериалов, пока всё же не удалось однозначно определить их свариваемость и разработать технологию сварки. Существует множество различных методов получения нанострукур в металлах и сплавах. Этими методами получают порошки из наночастиц, металлические ленты и фольги, а также массивные нанокристаллические материалы, которые представляют особый интерес для науки и промышленности, поскольку являются наиболее удобными в плане изучения их свойств и производства из них каких-либо изделий. Массивные образцы с наноструктурой изготавливают в основном методами консолидирования (компактования) из нанопорошков, управляемой рекристаллизации из аморфных сплавов или интенсивной пластической деформации образцов с крупнокристаллической структурой.