Разработка технологии получения и исследование структуры и свойств объемных металлических стекол, а также композитов на их основе

Актуальность темы

.

Возможности упрочнения металлических сплавов с кристаллической структурой близки к исчерпанию. В настоящее время значительные усилия исследователей дают лишь небольшой прирост прочностных свойств металлических сплавов. Для создания современного класса структурных и функциональных материалов требуются новые материалы, методы их получения и обработки.

До второй половины прошлого столетия все металлические сплавы, используемые человечеством, обладали кристаллической структурой. Аморфные металлические сплавы (или металлические стекла), были получены на рубеже 60-х годов прошлого века. Первым образцом с аморфной структурой был сплав Au-Si эвтектического состава [1]. Это стало возможным благодаря методам очень быстрого охлаждения жидких растворов со скоростями порядка 106 K/s [2,3]. Вскоре было показано, что литые сплавы Au-Si и Pd-Si непрерывно переходят при охлаждении в аморфное/стекловидное* состояние и наоборот при последующем нагреве [ 4 ]. Металлические стекла метастабильны, термодинамически неустойчивы относительно процесса кристаллизации. Они образуются из-за замедленности кинетических процессов при низких температурах. В течение долгого времени сплавы Pd-Cu-Si и Pd-Ni-P были известны как лучшие образцы металлических стекол с наибольшей на то время стеклообразующей способностью (СОС) и критическим диаметром слитка (максимальный диаметр, при котором образуется аморфная структура) в 1−2 мм [5]. Более массивные образцы были получены после обработки расплава флюсом, которая позволила подавить гетерогенное зарождение кристаллов [ 6 ]. Из-за исключительной дороговизны основного составляющего элемента (палладия) эти сплавы долгое время не представляли особого интереса для ученых. Несколько позднее высокая склонность групп сплавов к стеклованию при использовании различных приемов затвердевания позволила получить ОМС с толщинами в диапазоне 1−72 мм [7,8] (размер > 1 мм определяет макроскопический образец).

В зависимости от стеклообразующей способности (СОС) системы, стекловидные / аморфные сплавы могут быть получены с использованием различных методов. ОМС аморфное и стекловидное состояние являются в некотором роде синонимами. Обычно стекловидными называют сплавы, полученные быстрым охлаждением расплава в то время как аморфные материалы полученные иными способами, например, механическим размолом, ионной бомбардировкой, электрохимическим осаждением и т. п. Следует также добавить, что другие материалы, например, спиновые стекл в данной статье не рассматриваются. обладают не только высокой прочностью, твердостью, износостойкостью, большими значениями упругой деформации, но и высоким сопротивлением коррозии.

Объемные аморфные сплавы формируются в сплавах, для которых характерно высокое отношение Тё/Т близкое к 0,6 или превышающее это значение (где Тётемпература стеклования, Т — температура ликвидуса) (рис. 0.1). Следует отметить, что, строго говоря, стеклование имеет место в пределах узкого температурного интервала вблизи Т%, а Т% определяется как точка перегиба. Более того, температура Т% зависит от скорости охлаждения или нагрева. Хотя критерий Тё/Т хорошо отображает СОС многих сплавов [9], СОС некоторых сплавов обнаруживает отклонение от следования данному критерию. Однако, наиболее важной характеристикой является критическая скорость охлаждения, при которой еще не начинается кристаллизация. Эта скорость связана с положением вершины (носа) ТТТ (изотермической диаграммы превращения), а точнее, СНТ (диаграммы превращения при непрерывном охлаждении) диаграммы фазового превращения.

Время.

Рис 0.1. Кривая охлаждения расплава с температуры выше ликвидуса.

Структура металлических стекол была исследована методами дифракции рентгеновских лучей, нейтронов и электронов на широком спектре быстро закристаллизованных сплавов. Исследования показали формирование неупорядоченной структуры [10,11]. Бернал описывал структуру стекол на основе случайной упаковки атомов [12]. Тем не менее, случайная упаковка атомов не объясняет образования среднего атомного порядка на дистанциях от 0,5 до 1 нм. Кроме того, эта модель не описывает структуру сплавов типа металл-металлоид с выраженным химическим ближним порядком.

Кроме того были обнаружены явления полиморфизма в жидкости [ 13 ] и полиаморфизма в аморфных сплавах [14,15] при увеличении давления.

Все эти металлические стекла, полученные в виде тонких пленок, лент или в массивном виде, метастабильны при комнатой температуре и расстекловываются/кристаллизуются при нагреве выше температуры кристаллизации (Тх) (Тх зависит от скорости нагрева). Во многих аморфных сплавах этот процесс приводит к формированию наноструктуры. Наноструктурные материалы — это вещества, с очень малыми размерами зерен (частиц) обычно в от 1 до 100 нм. В наше время нанокристаллические (наноструктурные) материалы вызывают неизменно высокий интерес ученых, работающих в различных областях физики, химии и материаловедения. [16,17].

Различия в механизмах кристаллизации аморфных сплавов связаны с исходным фазовым состоянием вещества до кристаллизации. Это может быть аморфная фаза, стеклообразная фаза или переохлажденная жидкость. Хотя иногда бывает трудно установить физические различия между аморфными и стеклообразными сплавами, эта, несколько произвольная классификация, бывает полезна, особенно для описания характера кристаллизации. Здесь мы называем сплав «аморфным», если он перед кристаллизацией не переходит в состояние переохлажденной жидкости.

Если кристаллизация происходит по механизму образования и роста зародышей (когда в аморфном сплаве не имеется зародышей кристаллов), то для получения наноструктуры требуется высокая скорость зарождения, приводящая к высокой.

21 —3 концентрации зародышей, превышающей 10 м и низкая скорость роста частиц кристаллической фазы.

Все самопроизвольные процессы при постоянной температуре и давлении приводит к уменьшению свободной энергии Гиббса. Ниже температуры ликвидуса жидкие и стеклообразные фазы имеют более высокое значение свободной энергии Гиббса, чем соответствующая кристаллическая (ие) фаза (ы). Зарождение дочерней кристаллической (или квазикристаллической фазы) может происходить по гомогенному и гетерогенному механизму. Опираясь на классическую теорию зарождения, кристаллизация металлического стекла или переохлажденной жидкости приводит к уменьшению свободной энергии Гиббса на единицу объема (А0у<0), что для сферического зародыша соответствует (4/3)Trr3AGv. Одновременно производится новая межфазная граница на единицу поверхности (AGs>0), что для сферического зародыша составляет 4nr AGS. Полное изменение энергии для зародыша радиуса г за вычетом энергии упругой деформации из-за разности молярных объемов фаз составляет:

AG=(4/3)7rr3AGv+4rcr2AGs, (Q ^ J.

При небольшом значении г преобладает значение 4лг AGS в то время как при больших г (4/3) л г AGV становится доминантным (Рис. 0.2). Как можно догадаться, существуют две критические точки на графике, где первая и вторая производная равны нулю. Первая соответствует критическому размеру зародыша гс и составляет -2AGS/AGV. При подставлении данного выражения в (0.1) работа по образованию критического зародыша.

3 2 составляет.

AGC=(16л/3)AGs /AGV. Точка, в которой вторая производная равна нулю составляет ri=-AGs/AGv=rc/2. Следует также иметь ввиду повышение энергии за счет упругой деформации (AGe>0) из-за разности молярных объемов исходной и конечной фаз. Она не изменяет вида кривой AG, но в некоторых случаях значительно изменяет значения AGC и гс.

Рис. 0.2. Разница в свободной энергии Гиббса двух фаз в зависимости от размера зародыша при постоянной температуре.

В случае гетерогенного зарождения энергетический барьер может быть значительно уменьшен. Если кристаллизация происходит по механизму зарождения и роста (если аморфный сплав не имеет уже сформированных зародышей кристаллизации), то скорости зарождения и роста имеют разные температурные зависимости. Число зародышей критического размера в единице объема пропорционально е~А°с'кт в то время как частота переноса атомов через межфазную границу пропорциональна е~в" 11{т. Таким образом, скорость зарождения I равна:

Т1 -Оу'ЛГЛО./ДГ.

1−10еА е «.

0.2) У где (2ы~1/ЛО — энергия активации для переноса атомов через межфазную границу;

ДОс (в зависимости от переохлаждения ДТ) является свободной энергией, необходимой для формирования критического зародыша.

Скорость роста (и) пропорциональна частоте перехода из жидкого состояния/стекла (У1.5=уехр (-ДО/КТ)) в кристаллическое состояние и обратно у8.1. Таким образом, в случае роста контролируемого переносом через межфазную границу: п=11 -Ое :ЯТШ!КГЛ и 1Ло в (1-Й), где энергия активации для роста;

ДО разница в энергии Гиббса, движущая сила.

Скорости зарождения и роста кристаллов в зависимости от температуры схематически показаны на Рис. 0.3.

Рис. 0.3. Скорости зарождения и роста кристаллов в зависимости от температуры.

Одним из главных препятствий на пути более широкого применения стеклообразных сплавов является их очень ограниченная пластичность [ 18 ]. Это происходят из-за разупрочнения образца в локальных полосах сдвига [19,20] в отличие от кристаллических сплавов. В связи с этим важно понять, как происходит процесс зарождения и прохождения полос сдвига.

Пористые стеклообразные материалы являются весьма перспективными для определенных приложений из-за их низкой плотности, повышенной пластичности и пониженного значения модуля нормальной упругости.

Постановка задачи:

1. Требуется разработка новых ОМС с высокой СОС и хорошей пластичностью.

2. Поскольку аморфные материалы обладают высокой коррозионной стойкостью важной задачей является разработка ОМС не содержащих токсичных элементов, например, никеля для использования в качестве имплантантов.

3. Проблема разработки методов получения пористых материалов с порами закрытого типа с однородным распределением пор в образце требует решения.

4. Необходимо более детально изучить структуру ОМС как элемент, определяющий их механические свойства, а также структурные изменения в жидкости при охлаждении и стекловании. В частности, процесс перехода жидкости в стекло и обратно требует дальнейшего изучения.

5. Процессы деформации ОМС требуют дальнейшего изучения с целью получения пластичных материалов.

6. Процессы кристаллизации, нанокристаллизации и фазового расслоения в ОМС требуют дальнейшего изучения для пластификации ОМС и получения пластичных композитов типа кристалл-стекло.

7. Спекание стекловидных порошков перспективный метод для получения массивных образцов, а также композиционных материалов из сплавов с ограниченной СОС.

Цель и задачи работы.

Настоящая работа посвящена получению и всеобъемлющему исследованию ОМС, начиная с процессов формирования ОМС, исследования их атомной структуры, процесса стеклования, механических свойств и процесса деформации, кристаллизации, приводящей к образованию композитов типа металлическое стекло-кристалл или квазикристалл, изучению микроструктуры и механических свойств данных композитов, а также композитов и пористых ОМС, полученных спеканием соответствующих металлических порошков.

Целью работы является создание научных основ разработки состава и технологий получения ОМС, пористых ОМС и композитов на их основе для различных областей применения.

Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:

1. Разработать составы и методы получения ОМС систем с высокой стеклообразующей способностью (СОС), большой областью переохлажденной жидкости при нагреве и хорошей пластичностью при комнатной температуре. Необходимо было также создать ОМС на основе титана, не содержащие нежелательного для человеческого организма элемента никеля для использования в качестве имплантантов и разработать технологии получения пористых ОМС для той же цели ввиду пониженного модуля упругости пористых материалов.

2. Установить особенности атомной структуры ОМС и ее изменений при охлаждении расплава и последующего нагрева стекловидной фазы, а также исследовать особенности перехода жидкость—"стекло и стекло—"жидкость в ОМС.

3. Ввиду хрупкости ОМС необходимо установить закономерности пластической деформации ОМС при комнатной и криогенной температурах и разработать способы их пластификации посредством легирования Ь термической обработки.

4. Установить закономерности кристаллизации, нанокристаллизации и фазового расслоения в ОМС с целью получения пластичных композитов и пластификации ОМС.

5. Получить композиционные материалы состоящие из кристаллической и стекловидной фаз, в том числе с участием кристаллической фазы аустенитного типа, претерпевающей мартенситное превращение.

6. Исследовать возможности получения ОМС из сплавов с ограниченной СОС, а также композиционных материалов с повышенной пластичностью и ферромагнитных материалов методом искрового плазменного спекания (ИПС) порошков металлических стекол.

Научная новизна работы.

1. Исследованы и разделены на внутренние (присущие самому сплаву) и внешние (зависящие от внешних условий) факторы, влияющие на СОС сплавов. Внутренние факторы оцениваются в предположении, что гомогенное зарождение конкурирует со стеклообразованием, и включают ряд фундаментальных и производных тепловых параметров (Тё, Тх, Ть ТГё), физические свойства, такие как теплоемкость, теплопроводность и тепловое расширениеблизость по составу к точке «глубокой» эвтектики, и топологический вклад эффективной упаковки атомной структуры. Внешние факторы либо влияют на гетерогенное зарождение во время затвердевания, либо изменяют коэффициент теплопередачи, а значит и скорость охлаждения.

2. Исследовано влияние обработки флюсом В2О3 на стеклообразование и кристаллизацию ОМС системы Рё-ЬП-БкР и впервые показано, что обработка флюсом не только повышает СОС сплава уменьшением количества центров гетерогенного зарождения, но и повышает пластичность ОМС.

3. В результате исследований структуры различных ОМС методами синхротронного рентгеновского излучения и просвечивающей электронной микроскопии высокого разрешения установлено отсутствие нанокристаллов и областей дальнего порядка в исследованных сплавах на основе Си, Zr, Рё (присутствуют области с высокой степенью среднего порядка), а также наличие среднего порядка в расположении атомов до расстояний около 2 нм. Показано также, что атомные кластеры, присутствующие в некоторых кристаллических фазах, являются структурными блоками соответствующих ОМС. Впервые методом т-эки рентгеновской дифракции выявлены изменения в атомной структуре при охлаждении расплава ОМС Pd42.5Cu30Ni7.5P20, а также его стекловании в области переохлажденной жидкости и в интервале стеклования. Установлено, что изменение структуры расплава в соответствии с температурной эволюцией химического ближнего порядка приводит к увеличению числа ковалентных связей №-Р и Си-Р, возникновению соответствующих кластеров и ответственно за «хрупкость» данной жидкости.

4. Методом изменения теплоемкости ОМС при пошаговом нагреве впервые показано, что стеклование ОМС, состоящих из нескольких компонентов, может происходить постепенно при различных температурах, в соответствии с различиями в коэффициентах диффузии компонентов сплава.

5. Изучены процессы деформации ОМС и показано, что их пластификация достигается дополнительным легированием элементами, имеющими слабоположительную теплоту смешения с одним из компонентов сплава, что приводит к фазовому расслоению при нагреве или деформации, а также посредством образования других неоднородностей структуры, таких как включения кристаллической фазы или пор.

6. Впервые изучены процессы деформации различных композитов кристалл/ОМС на основе системы (№-Си)5оСП^г)5о, а именно NІ4oCuloZrl7Tiзз, ЭДззСии’ПззЕгп ^^оСиюТЪгпз и ЭДадСиюНк^гю, имеющих хорошее сочетание прочности и пластичности не только за счет композитного эффекта от многофазной структуры, но и за счет деформационного мартенситного превращения фаз сР2-«тР4. Показано, что высокопрочный ОМС композит NІ45Cu5TІ4oZrlo характеризуется сверхупругостью за счет обратимого мартенситного превращения сР2<-«тР4.

7. Детально исследованы процессы кристаллизации, нанокристаллизации и фазового расслоения в широком классе ОМС на основе Ъх, Си, N1, Рс1, Тл и других металлов с целью получения пластичных композитов и пластификации ОМС. Показано, что в сплавах систем Cu-Zr-Ag, Cu-Zr-Ag-Al и 2г-Си-Ре-А1 процесс фазового расслоения может соперничать с процессом кристаллизации в определенном температурном интервале. Впервые исследован процесс формирования нано-квазикристаллов посредством кристаллизации металлических стекол на основе меди и гафния, а также непосредственно при охлаждении расплава.

8. Впервые показана возможность протекания и исследована кинетика перитектических (перитектоидных) реакций между аморфной и кристаллической или квазикристаллической фазой и показано, что этот процесс контролируется диффузией.

9. Проведено сравнительное исследование процессов кристаллизации в ОМС на основе циркония разной чистоты. Показано одновременное протекание кристаллизации по первичному и эвтектическому механизму.

10. Впервые установлена возможность использования микроволнового излучения для быстрого нагрева и спекания пористых стеклообразных образцов и композитов на их основе.

Практическая значимость работы.

1. Разработаны составы десятков ОМС на основе Си, Ъх, Тл и Р<1 имеющих высокую СОС. Среди них Ъх^ 5С1Д22 5резА1ю и РсЦоМ^^^дР^ имеют большую температурную область переохлажденной жидкости до 130 К и хорошую пластичность при комнатной температуре. Достигнуты высокие значения критического диаметра ОМС CuзбZг48AlgAg8 и Ъхьг 5С1122 5ре5А1ю до 20 мм при литье непосредственно в электро-дуговой плавильной печи в атмосфере аргона. Цилиндрические отливки ОМС РсЬюНЬюЗЦР^ диаметром до 16 мм получены охлаждением в воде образца, обработанного флюсом. Ввиду большой температурной области переохлажденной жидкости данные сплавы могут быть подвергнуты формовке в этой области при малом напряжении течения, а затем переведены в стекловидное состояние при охлаждении. Даны рекомендации по чистоте компонентов ОМС.

2. Предложены новые методы литья (инжекторный и гравитационный) для получения ОМС с высокой СОС и большой температурной областью существования переохлажденной жидкости, а также пористых ОМС. Установлены параметры, которые должны контролироваться для управления СОС ОМС.

3. Для применения в качестве имплантантов разработаны новые ОМС типа Л4412г9 8Рд9 8Сизоз88пз92№>2 диаметром до 5 мм и технология их получения, не содержащие никеля, вредного для человеческого организма.

4. Впервые разработана технология получения пористых ОМС сплавов Си-А1 методом порошковой металлургии и ОМС Рс1-Си-№-Р с однородным распределением пор размером от нескольких микрометров до десятков микрометров методом гидрогенизации расплава и вспенивании уменьшением давления водорода. Показано, что пористые образцы ОМС обладают пониженным модулем нормальной упругости, близким к значению соответствующему биологическим тканям костей, что наряду с их высокой коррозионной стойкостью и невысоким содержанием никеля определяет потенциальную возможность их применения в качестве биоимплантантов.

5. Впервые показано, что уровень прочностных свойств ОМС слабо зависит от чистоты исходного материала основы при небольшой объемной доле (< 50%) кристаллической фазы. Даны рекомендации по удешевлению производства ОМС (при формировании композитов) для внедрения в производство.

6. Разработано несколько высокопрочных и пластичных ОМС, например Zr62.5Cu22.5Fe5 Ali о и Pd4oNi4oSi4Pi6, и композитов на основе непластичных ОМС. Разработанные пластичные ОМС и композиты рекомендованы к внедрению в производство как конструкционные и функциональные материалы, например, для микромашин и измерителей потока газа в газовых трубках, соответственно. Сплавы находятся в разработке в компании Namiki Precision Jewel Со., Ltd.

7. Впервые разработаны высокопрочные композиты ОМС/кристаллическая фаза сР2 типа Ni4oCuioTi33Zri7 с хорошим сочетанием прочности и пластичности не только за счет композитного эффекта от многофазной структуры, но и за счет деформационного мартенситного превращения. Получен также высокопрочный ОМС композит Ni45Cu5Ti4oZrio со сверхупругостью за счет обратимого мартенситного превращения, рекомендованный к применению в качестве демпфирующего материала.

8. Разработаны и запатентованы режимы ИПС порошков металлических стекол, приготовленных распылением расплава инертным газом или механическим измельчением, позволившие получить ОМС из сплавов с ограниченной СОС, пористые образцы, а также композиционные материалы. Двухфазные ОМС Ni52.5NbioZri5Tii5Pt7.5 и Fe73Si7Bi7Nb3 с высокой прочностью и малой коэрцитивной силой рекомендованы к применению в качестве магнито-мягких материалов. Сплавы находятся в разработке в компании NEC Tokin Corporation.

9. Показано, что металлические стекла и ОМС могут быть сварены электроннолучевой и лазерной сваркой, сохраняя аморфную структуру. По результатам работы имеется патент.

На защиту выносятся:

1. Научные основы разработки составов ОМС с высокой СОС, большой температурной областью переохлажденной жидкости при последующем нагреве, базирующиеся на результатах анализа внутренних (присущих самому сплаву) и внешних (зависящих от внешних условий) факторов, влияющих на СОС сплавов.

2. Закономерности получения пористых материалов ОМС Рс1-Си-№-Р методом насыщения расплава водородом и последующего вспенивания при уменьшении давления, позволяющего регулировать размеры и объемную долю пор в зависимости от давления водорода и/или длительности последующего отжига при нагреве выше температуры стеклования. Кинетика процесса роста пор и увеличения их объемной доли при отжиге в температурном интервале переохлажденной жидкости.

3. Установленные элементы атомной структуры металлических стекол, а также структурные изменения в ОМС при охлаждении расплава в области переохлажденной жидкости и интервале стеклования, выявленные методом т-эки рентгеновской дифракции.

4. Положение о том, что процесс стеклования в многокомпонентных ОМС происходит при различных температурах в соответствии с коэффициентами диффузии компонентов сплава.

5. Постулат о том, что пластификация ОМС осуществляется с помощью дополнительного легирования элементами, имеющими слабоположительную теплоту смешения с одним из других легирующих элементов сплава, что приводит к фазовому расслоению при нагреве, или путем образования других неоднородностей структуры, таких как включения кристаллической фазы.

6. Особенности деформации ОМС при криогенных температурах: повышение напряжения течения, отсутствие зубчатого течения и сопутствующее исчезновение сигналов акустической эмиссии, обусловленные изменением вязкости материала в полосе сдвиговой деформации ввиду более низкой температуры сплава до начала пластической деформации.

7. Закономерности процесса кристаллизации, нанокристаллизации и фазового расслоения, изученные на широком классе ОМС с целью получения пластичных композитов и пластификации ОМС, а также кинетика перитектических/перитектоидных реакций со стекловидной фазой.

8. Закономерности процессов деформации ОМС композитов на основе системы (№-Си)5оСП-гг)5о и разработанный на их основе высокопрочный ОМС композит Т^зСиз-П^по, обладающий сверхупругостью за счет обратимого мартенситного превращения.

9. Закономерности процессов спекания образцов ОМС, а также композиционных материалов, полученных из порошков сплавов с ограниченной СОС методом искрового плазменного спекания или с использованием микроволнового излучения.

Апробация диссертационной работы:

Основные положения работы были изложены на следующих международных конференциях: Materials Week, International Congress on Advanced Materials, their Processes and Applications September, 25 — 28, 2000 Munich GermanyRQ 11 Conference on Rapidly Quenched and Metastable Materials, August 25−30, 2002 Oxford, U.K.- 9th International Symposium on Metastable, Mechanically Alloyed and Nanocrystalline Materials, ISMANAM-2002 8−12th September 2002, Seoul, KoreaMaterials Science and Technology 2003 Incorporating the 2003 Fall Meeting of TMS and 45th ISS (Iron & Steel Society) Mechanical Working and Steel Processing Conference, November 9 — 12, 2003, Chicago, Illinois, USA- 11th International Symposium on Metastable, Mechanically Alloyed and Nanocrystalline Materials, ISMANAM 2004, August 22−26, 2004, Sendai, JapanInternational Symposium on the Manipulation of Advanced Smart Materials May, 26th-27th, 2005 Nara-Ken New Public Hall, Nara, Japan- 12th International Symposium on Metastable, Mechanically Alloyed and Nanocrystalline Materials, ISMANAM 2005, 3−7 July 2005, Paris, France, (Invited Talk, Приглашенный доклад) — 12th International Symposium on Metastable, Mechanically Alloyed and Nanocrystalline Materials, ISMANAM 2005, 3−7 July 2005, Paris, France- 12th International Conference on Rapidly Quenched & Metastable Materials, August 21−26, 2005 Jeju, KoreaJapan-Korea Workshop on Metallic Glasses, Jan. 20−21, (2006) Seoul, Yonsei University, Korea, (Invited Talk, Приглашенный доклад) — 2006 TMS Annual Meeting & Exhibition, March 12−16, (2006) San Antonio, Texas, USA. (Invited Talk, Приглашенный доклад) — Characterization and Control of Interfaces for High Quality Advanced Materials IIThe Second International Conference on the Characterization and Control of Interfaces for High Quality Advanced Materials, and Joining Technology for New Metallic Glass and Inorganic Materials ICCCI 2006, September 6−9, 2006, Kurashiki, Japan, (Invited Talk, Приглашенный доклад) — International Symposium on Metastable and Nano Materials ISMANAM2006, August 27th-31st.

2006, Warsaw, PolandThe Fifth International Conference on Bulk Metallic Glasses (BMG V) October 1−5, 2006 Awaji, Japan, (Invited Talk, Приглашенный доклад) — TMS 2007 Annual Meeting & Exhibition Feb. 25 — March 1, Orlando, Florida, USA, (Invited Talk, Приглашенный доклад) — 11th World Conference on Titanium (Ti-2007), June 3−7, 2007, Kyoto, JapanXXI International Congress on Glass, July 1 — 6, 2007, Strasbourg, France- 14th International Symposium on Metastable and Nano Materials (ISMANAM 2007) August 26−30.

2007, Corfu Island, Greece, (Invited Talk, Приглашенный доклад) — Joint Conferences of.

The First International Conference on the Science and Technology for Advanced Ceramics (STAC) and The Second International Conference on Joining Technology for New Metallic Glasses and Inorganic Materials (JTMC) May 23 — 25, 2007 Shonan Village Center (Kanagawa), Japan, (Invited Talk, Приглашенный доклад) — Workshop: «Total scattering Pair Distribution Function analysis using X-rays and neutrons: powder diffraction and complementary techniques» October 22nd — 23rd, (2007) ESRF, Grenoble, FranceBMG-Europe and European Networkshop 2007, Dec. 2−4 (2007) Paris, France, (Invited Talk, Приглашенный доклад) — Symposium Bulk Metallic Glasses V: Glass Forming Ability and Alloy Development, TMS 2008 137th Annual Meeting & Exhibition March 9−13 (2008) New Orleans, Louisiana, USA, (Invited Talk, Приглашенный доклад) — Global Congress on Microwave Energy Applications, August 4−8, Otsu Prince Hotel, Otsu, 2008, JapanThe 13th International Conference on Rapidly Quenched & Metastable Materials RQ13 August 24 — 29, 2008, Dresden, GermanyElectronic Materials Conference, June 25−27, 2008, University of California, Santa Barbara, USAIUMRS-ICA 2008 Conference Symposium J. «Joining Technology for New Metallic Glasses and Inorganic Materials» Nagoya, Japan, Dec. 9 to 13, 2008, (Invited Talk, Приглашенный доклад) — TMS 2009: 138th Annual Meeting & Exhibition, February 15−19, 2009 San Francisco, California, USA, (Invited Talk, Приглашенный доклад) — 16th International Symposium on Metastable, Amorphous and Nanostructured Materials (ISMANAM 2009) July 5−9, 2009 Beijing, China, (Invited Talk, Приглашенный доклад) — WPI-Europe Workshop on Metallic Glasses and Related Materials, August 25 — 28 2009, Grenoble, France, (Invited Talk, Приглашенный доклад) — The Third International Conference on the Characterization and Control of Interfaces for High Quality Advanced Materials, and Joining Technology for New Metallic Glasses and Inorganic Materials, September 6th — 9th, 2009 Kurashiki, Japan, (Invited Talk, Приглашенный доклад) — Japan — Korea, Asian Core Meeting — Interdisciplinary Science of Nanomaterials — September, 25, (2009) Sendai, Japan, (Invited Talk, Приглашенный доклад) — International Scientific-Technical Conference «Modern problems of physical metallurgy of non-ferrous alloys», October, 1−2, 2009, Moscow, Russia, (Invited Talk, Приглашенный доклад) — TMS 139th Annual Meeting & Exhibition, Washington State Convention & Trade Center, February 14−18, 2010, Seattle, Washington, USA, (Invited Talk, Приглашенный доклад) — 17th International Symposium on Metastable, Amorphous and Nanostructured Materials (ISMANAM 2010) July 4−9, 2010, Zurich, Switzerland, (Invited Talk, Приглашенный доклад) — TMS 2011: Feb. 27 — March 3, 2011, San Diego, California, USA, (Invited Talk, Приглашенный доклад) — 18th International Symposium on Metastable, Amorphous and Nanostructured Materials (ISMANAM 2011): June 26 — July 1st, 2011 Gijon, Spain, (Invited Talk, Приглашенный доклад) — Euromat 2011, September 12−15, 2011.

Montpellier, France (Keynote Lecture, Основной доклад) и 19th International Symposium on Metastable, Amorphous and Nanostructured Materials (ISMANAM 2012), 18−22 июня, 2012 Москва, Россия (Keynote Lecture, Ключевая Заметка).

Личный вклад автора заключается в разработке концепции научной работы, планировании, проведении и анализе результатов экспериментов при работе научным сотрудником, в последующем руководстве коллективом исследователей при работе адьюнкт-профессором, а затем и профессором в университете Тохоку.

Работа выполнена в Университете Тохоку, Япония и Национальном исследовательском технологическом университете «МИСиС» (Московский Институт Стали и Сплавов).

Структура и объем диссертации

.

Диссертация состоит из введения, семи глав, выводов и списка цитируемой.

1. Klement W., Willens R. H., Duwez P.// Nature.- 1967;v.l87-p. 869.

2. Васильев В. А., Митин Б. С., Пашков И. Н, Серов М. М, Скуридин А. А, Лукин А. А, Яковлев В. БПод науч. ред. Б. С. Митина Высокоскоростное затвердевание расплава// Теория, технология и материалы, Интермет инжиниринг.-1998. С. 394.

3. Митин Б. С., Кошкин К. Н., Васильев В. А., Скуридин А. А. Установки для получения волокон и пор. ВЗР//Цветные металлы. -1983.-Т.З.-С.74−76.

4. Chen Н. S., Turnbull D.// J. Chem. Phys.-1968;v.48-p. 2560.

5. Chen H. S.//Acta Metall.- 1974;v. 22-p. 1505.

6. Kui H. W., Greer A. L., Turnbull D.// Appl. Phys. Lett.- 1982;v. 45-p. 716.

7. Inoue A.// Mater. Trans. JIM.-1995;v.36-p. 866.

8. Johnson W. L.// MRS Bull-1999;v.24-p.42.

9. Turnbull D., Cohen M. H. //J. Chem. Phys. -1961;v. 34, -p. 120.

10. Waseda Y" Chen H. S.// Phys. Srut. Solidi -1978;v.49-p. 387.

11. Matsubara E., Waseda Y.// Mater. Trans. JIM -1995;V.36 -p.883.

12. Bernal J. D.// Nature -1960;v. 185 -p.68.

13. Бражкин B.B., Волошин P.H., Ляпин А. Г., Попова C.B. // УФН -1999;V.169- р.1035−1039.

14. Sheng Н., Liu Н., Cheng Y., Wen J., Lee P. L, Luo W., Shastri S. D., E. Ma, // Nat. Mater. -2007;V.6-P. 192.

15. Yavari A. R., // Nature Materials -2007;v.6-p. 181.

16. Gleiter H.// Progress in Materials Science-1989;v. 33. -p.223−315.

17. Андриевский Р. А., Глезер А. М. // Успехи физических наук-2009;vl 79-р.337 Greer А. L. II Science- 1995;v. 267-р 1947.

18. Ashby M.F., Greer A.L.// Scripta Mater -2006;V.54 p. 321.

19. Pampillo C.A. Chen U.S.11 Mater Sei Eng -1974;V.13 p. 181.

20. Spaepen F.// Acta Metall. -1977;V.25 -p. 407.