Вплив водню на структуру та властивості на основі кремнію (стр. 2 из 3)
Під час проведення Solid-ГДДР фазовий склад продуктів взаємодії аналогічний.
На прикладі сплавів Zr1-xTixCr2 (x=0,1; 0,2) досліджено вплив легування титаном на умови та особливості протікання процесу ГДДР. Сплав частково диспропорціонує за
=5 і 3 МПа. За =5 МПа для повного розпаду сплаву з 0,1 ат.Ti/ф.о. потрібна витримка ~4 год (табл. 3), а для сплаву з 0,2 ат.Ti/ф.о. ~17 год (табл. 4). Продуктами розпаду в обох випадках є e-ZrHx, TiHx та Cr . Після десорбції-рекомбінації продуктів повного розпаду формується фаза Лавеса з кубічною ґраткою структурного типу MgCu2 (C15).Таблиця 3. Умови та фазовий склад продуктів взаємодії у системі
Zr0,9Ті0,1Cr2-Н2
| Умови взаємодії | Фазовий склад(ст. тип) | Параметри ґратки (нм) | ||||
| Режим | , MПa | Tмакс, °С | ф, год | a | c | |
| Вихідний сплав | Zr0,9Ті0,1Cr2 (С14) | 0,5098(2) | 0,8257(3) | |||
| ГД | 3 | 950 | 0 | Zr0,9Ті0,1Cr2Hx (C14)e-ZrHx, Cr – сліди | 0,5387(1) | 0,8793(4) |
| ГД | 5 | 950 | 0 | Zr0,9Ті0,1Cr2Hx (C14)e-ZrHxCr | 0,5365(1)0,3504(1)0,28861(3) | 0,8768(4)0,4448(3)- |
| ДР | Вакуум | 950 | 0 | С14 | 0,51036(2) | 0,82595(4) |
| ГД | 5 | 950 | 4 | e-ZrHxCrZr0,9Ті0,1Cr2Hx (C14),TiHx – сліди | 0,3488(2)0,28899(2) | 0,4488(4)- |
| ДР | Вакуум | 250 | 0 | Zr0,9Ті0,1Cr2 (C14)e-ZrHxCr | 0,5111(1)0,3504(2)0,28919(4) | 0.8272(5)0,4472(4)- |
| ДР | Вакуум | 525 | 0 | Zr0,9Ті0,1Cr2 (C14)d-ZrHxCr | 0,5113(1)0,4776(1)0,28917(4) | 0,8246(4)-- |
| ДР | Вакуум | 800 | 0 | Zr0,9Ті0,1Cr2 (C15)a-ZrCrZr0,9Ті0,1Cr2 (C14),d-ZrHx – сліди | 0,7210(1)0,3239(1)0,28951(3) | -0,5156(4)- |
| ДР | Вакуум | 950 | 0 | Zr0,9Ті0,1Cr2 (C15)d-ZrHxCr | 0,7206(1)0,4681(2)0,28939(4) | --- |
| ДР | Вакуум | 950 | 3 | Zr0,9Ті0,1Cr2 (C15)d-ZrHxCr | 0,7199(1)0,4676(1)0,2891(1) | --- |
Реакція рекомбінації в цьому випадку є незавершеною. Після нагріву у вакуумі частково диспропорціонованого зразка вихідна фаза сплаву відновлюється.
Таблиця 4. Умови та фазовий склад продуктів взаємодії у системі
Zr0,8Ті0,2Cr2-Н2
| Умови взаємодії | Фазовий склад(ст. тип) | Параметри ґратки (нм) | |||||||||
| Режим | , MПa | Tмакс, °С | ф, год | a | c | ||||||
| Вихідний сплав | Zr0,8Ti0,2Cr2 (С14) | 0,5081(1) | 0,8233(3) | ||||||||
| ГД | 5 | 900 | 0 | Zr0,8Ti0,2Cr2Hx (C14)Cre-ZrHx - сліди | 0,5357(1)0,28917(8) | 0,8734(4)- | |||||
| ДР | Вакуум | 950 | 0 | Zr0,8Ti0,2Cr2 (C14) | 0,50869(6) | 0,8236(1) | |||||
| ГД | 5 | 950 | 12 | Zr0,8Ti0,2Cr2Hx (C14)e-ZrHxCrTiHx - сліди | 0,5352(4)0,3491(2)0,28932(6) | 0,8752(7)0,4489(3)- | |||||
| ДР | Вакуум | 950 | 0 | Zr0,8Ti0,2Cr2 (C15)Zr0,8Ti0,2Cr2 (C14)Crd-ZrHx - сліди | 0,7201(2)0,5097(1)0,28956(5) | -0,8261(2)- | |||||
| ГД | 5 | 950 | 17 | e-ZrHxCrTiHx - сліди | 0,3498(3)0,28960(5) | 0,4492(6)- | |||||
| ДР | Вакуум | 950 | 0 | Zr0,8Ti0,2Cr2 (C15)d-ZrHxCr | 0,7200(2)0,4665(2)0,2896(1) | --- | |||||
| ДР | Вакуум | 950 | 3 | Zr0,8Ti0,2Cr2 (C15)d-ZrHxCr | 0,7190(2)0,4650(1)0,28958(5) | --- | |||||
Таким чином, показано, що часткове заміщення цирконію титаном у сполуці ZrCr2 призводить до зменшення швидкості фазових перетворень.
Основу електродного сплаву ZrCrNi складає фаза Лавеса з гексагональною ґраткою структурного типу MgZn2 (С14) і, як домішки, присутні фази Zr7Ni10, Zr9Ni11 та Cr (рис. 3а).
За даними ДТА під час нагріву сплаву ZrCrNi до 950 °C за початкового тиску
= 5 MРа, крім піку, зумовленого утворенням гідриду сплаву за кімнатної температури, зафіксовано ще чотири теплові ефекти. Два екзотермічні при 535 і 675 °С та два ендотермічні при 790 і 820 °С. Для встановлення фізичної природи фазових перетворень зразки нагрівали до 610, 750 та 810 °С, тобто вище температури відповідних фазових перетворень на термограмі. Рентгенофазовим аналізом показано, що сплав ZrCrNi після нагріву до 610 °С ( =5 MPа) частково диспропорціонує з утворенням гідриду на основі фази Лавеса (структурний тип С14), гідриду цирконію та хрому .Після нагріву до 750 °С вихідний сплав ZrCrNi (фаза Лавеса С14) зазнає повного розпаду на e-ZrHx, Cr, та ZrNi3. Аналогічний фазовий склад отримали при витримці протягом 4-5 год при 610 °С. Підвищення температури до 810 °С призводить до розпаду фази ZrNi3 та зменшення відносної інтенсивності піків гідриду цирконію. При цьому з’являється кілька рефлексів фази Zr2Ni7. В результаті нагріву до 950 °С вихідний сплав розпадається на e-ZrHx, Cr, Zr2Ni та Zr2Ni7 .
Нагрів у вакуумі продуктів часткового диспропорціонування призводить до відновлення фази Лавеса зі структурою типу С14, яка була у вихідному сплаві . Після водневої обробки сплав гомогенізується (зникають рефлекси фази Zr9Ni11). Після нагріву у вакуумі продуктів повного розпаду формується фаза Лавеса зі структурою типу С15 та інтерметалідні фази з системи Zr-Ni ( табл. 5).
4Дослідження впливу водневої обробки на розрядні характеристики сплаву ZrCrNi
Оптимізовано умови і встановлено вплив механо-хімічного помелу та фазово-структурного стану сплаву на розрядні характеристики сформованих на його основі металогідридних електродів.
Помел у планетарному млині є високопродуктивним способом подрібнення матеріалів, однак у випадку застосування його для отримання порошків електродних матеріалів існують вади, пов’язані зі зниженням максимальної розрядної ємності.
Таблиця 5. Умови та фазовий склад продуктів взаємодії у системі ІМС
ZrCrNi-Н2
| Умови взаємодії | Фазовий склад(ст. тип) | Параметри ґратки, нм | |||||||||||||
| Режим | Tмакс, °C | а | b | с | |||||||||||
| Вихідний сплав | ZrCrNi (C14)Zr7Ni10, Zr9Ni11,Cr - сліди | 0,50124(8) | - | 0,8214(2) | |||||||||||
| ГД | 610 | ZrCrNiНх (C14)e-ZrHxCr - сліди | 0,5286(2)0,3489(3) | -- | 0,8620(8)0,4530(7) | ||||||||||
| ДР | 270 | ZrCrNi (C14)d-ZrHx, Cr - сліди | 0,5013(2) | - | 0,8209(4) | ||||||||||
| ДР | 530 | ZrCrNi (C14)Zr7Ni10, Cr - сліди | 0,50077(8) | - | 0,8211(2) | ||||||||||
| ДР | 950 | ZrCrNi (C14)Zr7Ni10Cr - сліди | 0,50181(7)1,2380(9) | -0,9211(7) | 0,8224(2)0,9193(6) | ||||||||||
| ГД | 750 або610,t=4-5 год | e-ZrHxZrNi3Cr | 0,3500(1)0,5309(2)0,28853(2) | --- | 0,4493(3)0,4298(3)- | ||||||||||
| ДР | 950 | ZrCrNi (C15)ZrCrNi (C14)ZrNiCr | 0,7097(1)0,5014(3)0,3261(2)0,28853(4) | --0,9972(6)- | -0,8167(6)0,4094(3)- | ||||||||||
| ГД | 810 | e-ZrHxCrZr2Ni7 - сліди | 0,3502(2)0,28845(6) | -- | 0,4482(3)- | ||||||||||
| ДР | 950 | ZrCrNi (C15)ZrCrNi (C14)ZrNiCrZr9Ni11 - сліди | 0,70955(8)0,5012(5)0,3267(3)0,28847(6) | --0,9894(7)- | -0,819(1)0,4108(4)- | ||||||||||
| ГД | 950 | e-ZrHxCrZr2Ni7, Zr2Ni - сліди | 0,3500(2)0,28836(6) | -- | 0,4476(3)- | ||||||||||
| ДР | 660 | Zr7Ni10ZrNiCrZrHx, Zr2Ni - сліди | 1,235(2)0,3253(4)0,28836(6) | 0,9168(7)0,992(1)- | 0,9183(7)0,4117(5)- | ||||||||||
| ДР | 950 | ZrCrNi (C15)ZrCrNi (C14)ZrNiCr | 0,7097(1)0,5006(4)0,3265(2)0,28852(3) | --0,9945(8)- | -0,821(2)0,4107(4)- | ||||||||||
На нашу думку, причина погіршення експлуатаційних характеристик зумовлена напруженнями, які виникають у матеріалі після помелу, та з частковими аморфізацією та диспропорціонуванням сплаву. На це вказує поява гало й розширення ліній на дифрактограмі меленого сплаву та сліди продуктів диспропорціонування, зокрема виділень хрому . Оптимізація умов помелу полягала у зниженні частоти обертання млина (табл. 6), що запобігає аморфізації та диспропорціонуванню сплаву .