Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования, 2020, № 1, стр. 68-73
Сверхструктурное упорядочение в гидрированных диффузионных фильтрах-мембранах системы Pd–In–Ru
О. В. Акимова *
Московский государственный университет им. М.В. Ломоносова
119991
, Москва, Россия
* E-mail: akimova@physics.msu.ru
Поступила в редакцию 22.01.2019
После доработки 06.02.2019
Принята к публикации 07.02.2019
Аннотация
На примере сплава на основе палладия, а именно системы Pd–In–Ru, рассмотрены особенности наноструктуры диффузионных фильтров-мембран по данным рентгеновской дифракции с применением синхротронного излучения. Проведен сравнительный анализ физического размытия структурных и сверхструктурных отражений. Показано различное влияние гидрирования мембран на матричную фазу и сверхструктурные домены.
ВВЕДЕНИЕ
Потребность в водороде высокой степени чистоты возрастает с каждым годом. Он необходим для целого ряда инновационных технологий и проектов [1–4]. При диффузионной сепарации из водородсодержащих газовых смесей избирательная проницаемость палладия обеспечивает высокий уровень восстановления водорода (вплоть до 99%) и наивысшую степень его очистки от примесей (свыше 99.9999%) [5–7]. Гидрирование металлических фильтров-мембран в процессе работы приводит к возникновению упругих остаточных деформаций в матрице сплава [8], значительному росту концентрации вакансий [9, 10], активизирует диффузионные перемещения атомов [11, 12] и миграцию границ зерен [13, 14]. Отмеченное после гидрирования увеличение степени дисперсности субструктуры [15, 16] ограничивает дислокационный механизм пластической деформации и может повысить твердость материала. Показатели прочности, пластичности и водородопроницаемости [17–21] металлических диффузионных фильтров особенно чувствительны к изменениям концентрационной гомогенности сплава и к возникновению областей упорядочения [20, 22, 23]. Необходимо более глубокое понимание процессов формирования и развития областей сверхструктурного упорядочения при гидрировании мембран.
Цель настоящей работы – анализ дифракционного размытия структурных и сверхструктурных рефлексов, полученных с использованием синхротронного излучения (СИ) для диффузионных фильтров-мембран системы Pd–In–Ru [24].
ОБЪЕКТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ, МЕТОДИКА АНАЛИЗА ДИФРАКЦИОННЫХ ДАННЫХ
Мембраны указанного состава были изготовлены исследовательской группой Института металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова Российской академии наук (ИМЕТ РАН) [5] из материалов высокой степени чистоты (~99.9%). Порядок изготовления мембран толщиной 50 мкм и результаты их работы в качестве фильтров в установке по определению водородопроницаемости подробно рассмотрены в [5].
После работы в качестве диффузионных фильтров мембраны (фольгу 1 и фольгу 2) хранили в нормальных условиях (комнатная температура и давление). С целью изучения изменения структурного состояния сплава Pd–(6 мас. %)In–(0.5 мас. %)Ru в процессе релаксации после гидрирования фольгу 2 в 2011 г. электролитически насыщали водородом (электролит – 4% водный раствор NaF) в течение 0.5 ч при плотности тока 10 мА/см2 [11]. После насыщения ее исследовали методами рентгеновской дифрактометрии с использованием CuKα1-излучения [11]. Съемку проводили по схеме фокусировки Брэгга-Брентано. Дифракционные отражения соответствовали кубической сингонии матрицы сплава на основе палладия (пр. гр. Fm$\overline 3 $m). Были получены рентгенографические данные о структуре слоя твердого раствора на основе палладия толщиной до 6 мкм со стороны насыщения фольги водородом (А) и с противоположной стороны (В) [9, 11, 25]. С целью уточнения фазового состава фольг по их полной толщине 50 мкм был выполнен рентгеновский эксперимент в угловом диапазоне 11°–40° на оборудовании станции “Структурное материаловедение” Курчатовского источника синхротронного излучения [24, 26, 27]. Съемка мембран и эталонного порошкового образца-стандарта CeO2 с использованием СИ проводилась в идентичных условиях в геометрии “на пропускание” [24]. Было установлено, что положения присутствующих на дифрактограммах интенсивных максимумов соответствуют гранецентрированной кубической решетке “базисной” фазы фольг [11]. Также эксперимент с использованием СИ [24] показал, что на дифрактограммах в области 5°–10° присутствуют рефлексы, отвечающие областям сверхструктурного упорядочения атомов металлов. Эти отражения соответствуют двум фазам: Au3Cu–(Pd3In) и AuCu–(PdIn) [23]. Различия профилей сверхструктурных рефлексов на дифрактограммах [24] указали на возможное влияние электролитического гидрирования на процессы порядок–беспорядок [22] в областях сверхструктурного упорядочения атомов металлов.
В настоящей работе согласно методике, подробно рассмотренной в [28], проведен анализ возможных причин физического размытия дифракционных пиков, отвечающих областям сверхструктурного упорядочения в системе Pd–In–Ru. Аппроксимация дифракционных профилей проводилась с использованием программного пакета Fityk-0.9.8 [29].
Так как фазовая диаграмма системы Pd–In–Ru в литературе отсутствует, то, учитывая небольшую концентрацию атомов Ru в сплаве, близкие порядковые номера химических элементов Pd и Ru в таблице Д.И. Менделеева (46 и 44 соответственно) и схожие атомные факторы рассеяния, при анализе структурного состояния мембран рассматривали фазовую диаграмму системы Pd–In [30].
Для обеих фольг были проанализированы угловые зависимости βhkl(tg θhkl) и βhkl(sec θhkl) с целью установления характера распределения дислокаций (хаотического или с образованием малоугловых границ типа полигонизации). Функция Гаусса хорошо описывала профили дифракционных отражений. В этом случае [28] соотношение между физическим уширением дифракционного пика (βhkl), размерами областей когерентного рассеяния (Dhkl) и микродеформациями (εhkl) в них имеет вид:
(1)
${{({{\beta }_{{hkl}}})}^{2}} = {{\left( {\frac{\lambda }{{{{D}_{{hkl}}}\cos \theta }}} \right)}^{2}} + 16{{({{\varepsilon }_{{hkl}}})}^{2}}t{{g}^{2}}\theta .$Построение зависимостей (βhkl)2 cos2 θhkl от sin2 θhkl позволило оценить величины Dhkl и εhkl графическим методом Вильямсона–Холла [31], разделив вклады в уширение дифракционных пиков двух параметров: эффективных размеров ОКР(hkl) и микроискажений. Величина εhkl × × (sin2θ2h2k2l – sin2θhkl) ≥ 0, поэтому определение величин Dhkl и εhkl данным методом возможно, если
(2)
$\beta _{{2h2k2l}}^{2}{{\cos }^{2}}{{\theta }_{{2h2k2l}}} \geqslant \beta _{{hkl}}^{2}{{\cos }^{2}}{{\theta }_{{hkl}}}.$В случае невыполнения условия (2) эффективные размеры ОКР(hkl) оценивали по формуле Шеррера [32]:
где λ – длина волны излучения, k ≈ 1 – формфактор кристаллитов [28], βhkl – физическое уширение дифракционного максимума при угле дифракции θhkl.РЕЗУЛЬТАТЫ ЭКСПЕРИМЕНТА И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Выявление сверхструктурных доменов в обеих фольгах, сходство соответствующих им дифракционных профилей (рис. 1) позволили предположить [24], что начальный этап формирования областей упорядочения активирован при первом гидрировании мембран в ходе определения их водородопроницаемости. Различия профилей отражений свидетельствуют о процессах порядок–беспорядок в доменах сверхструктурного упорядочения атомов металлов при гидрировании мембран.
Определение процессов, выявляющих действие электролитического гидрирования на сплав, следует и из анализа дифракционного уширения структурных и сверхструктурных отражений. Для обеих фольг были рассмотрены угловые зависимости βhkl(tg θhkl) и βhkl(sec θhkl) для “базисной фазы”. Пропорциональность дифракционного уширения отражений βhkl величине tg θhkl для матричной фазы обеих фольг определена более точно при линейной аппроксимации (рис. 2), что свидетельствует о дефектах, обусловленных дальнодействующими полями смещений атомов из узлов кристаллической решетки [32]. Но в случае фольги 1 (рис. 2а) на величину βhkl преимущественно влияют хаотически распределенные в кристаллитах дислокации [32], и вклад в дифракционное размытие линий вносят как дисперсность структуры, так и микродеформации в блоках.
В случае фольги 2, как и в случае фольги 1, линейная пропорциональность дифракционного уширения отражений βhkl величинам tg θhkl определена более точно (рис. 2б), но физическое размытие βhkl отражений ОКР(111) превышает аналогичные характеристики отражений ОКР(100), что свидетельствует о более широком распределении по концентрации легирующего компонента в ОКР(111). Ранее [25] для приповерхностного слоя (6 мкм) фольги был установлен подобный факт: более широкое распределение ОКР(100) по концентрации индия. Для ОКР(111) в приповерхностных слоях (6 мкм) было отмечено опережение событий в процессе релаксации фольги 2 после гидрирования по сравнению с ОКР(100) [25], а именно выделение фаз концентрации, отличной от матричной. Подобные процессы ожидаемы в случае уширения распределения по концентрации ОКР(hkl).
Тот факт, что в случае ОКР(111) уширение отражений первого порядка превышает уширение отражений дальних порядков (рис. 2б), свидетельствует о преимущественном влиянии дисперсности структуры и распределении дислокаций в малоугловых границах блоков. При преобладающем вкладе в размытие отражений дисперсности структуры применение метода Вильямсона–Холла нецелесообразно, и оценка размеров ОКР(111) была проведена согласно формуле Шеррера [32]. Расчеты показали нанодисперсность структуры и практически равные размеры ОКР(100), ОКР(110) и ОКР(111) для “базисной” фазы фольг (табл. 1).
Таблица 1.
hkl | Dф1, нм | εф1 × 10–3 | ${{D}_{{({\text{P}}{{{\text{d}}}_{3}}{\text{In}}){\text{ф1}}}}},$ нм | D(PdIn)ф1, нм | Dф2, нм | ${{D}_{{({\text{P}}{{{\text{d}}}_{3}}{\text{In}}){\text{ф2}}}}},$ нм | D(PdIn)ф2, нм |
---|---|---|---|---|---|---|---|
100 | 24(1) | 0.47(2) | 21(1) | 21(1) | 23(1) | 19(1) | 24(1) |
110 | 24(1) | 0.75(2) | 20(1) | 80(1) | 24(1) | 26(1) | 75(1) |
111 | 26(1) | 1.06(2) | 20(1) | 27(1) | 23(1) | 37(1) | 30(1) |
Изменение параметров ahkl и βhkl сверхструктурных фаз в зависимости от индексов Миллера показано на рис. 3. Как видно, зависимости ahkl(hkl) и βhkl(hkl) (рис. 3в, г) схожи для обеих фольг в случае сверхструктурной фазы PdIn (ошибки определения величин ahkl и βhkl сверхструктурных фаз в большинстве случаев соответствуют размерам символов). В обоих случаях соблюдается соотношение β100 > β110 > β111, что не характерно для аналогичных параметров сверхструктурной фазы Pd3In (рис. 3а, б). Следует отметить малое различие величин ahkl для ОКР(100), ОКР(110) и ОКР(111) фазы Pd3In (рис. 3а, б): величина |(a100 – a111)| для фольги 1 составила 0.04 Å, для фольги 2 эта же величина равна 0.01 Å. Для фазы состава PdIn величина |(a100 – a111)| для фольги 1 составила 0.53 Å, для фольги 2 эта же величина равна 0.44 Å. Для сверхструктурной фазы PdIn соотношение a100 > a111 > a110 выполняется в обеих фольгах.
Результаты рентгеноструктурного исследования фольг свидетельствует о влиянии электролитического гидрирования на кристаллическую решетку сверхструктурных доменов, причем в случае фазы Pd3In это влияние более выражено. Приведенные в табл. 1 размеры доменов сверхструктурного упорядочения фольги 1 показали, что размеры ОКР(100), ОКР(110), и ОКР(111) сверхструктурной фазы Pd3In близки, как и размеры ОКР “базисной” фазы этой фольги, а вот размеры ОКР(110) сверхструктурной фазы Pd–In превышают размеры ОКР(100) и ОКР(111) в 3.7 и 2.9 раза.
В случае “базисной фазы” фольги 2, как и “базисной” фазы фольги 1, размеры ОКР(100), ОКР(110), и ОКР(111) близки. Размеры ОКР(110) сверхструктурной фазы PdIn превышают размеры ОКР(100) в 3.1 раза и ОКР(111) в 2.5 раза, а в случае фазы Pd3In размеры ОКР(111) больше по сравнению с ОКР(100), и ОКР(110) в 1.9 и 1.4 раза соответственно.
Сравнение размеров областей когерентного рассеяния матричной фазы и доменов сверхструктурного упорядочения выявляет превалирующее действие электролитического гидрирования на области сверхструктурного упорядочения, а именно сверхструктурную фазу Pd3In. Наблюдается анизотропное изменение размеров ее ОКР(hkl).
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
На основе анализа дифракционного уширения сверхструктурных максимумов рассмотрены процессы порядок–беспорядок, выявляющие действие электролитического гидрирования на структуру диффузионных фильтров-мембран.
В результате проведенного анализа субструктуры диффузионных фильтров обнаружены различия эффективных размеров и формы кристаллитов матричной фазы и доменов упорядочения. Эти различия усиливаются в результате гидрирования, что может приводить к возникновению напряжений и последующим деформациям на границах раздела фаз.
Уникальные характеристики синхротронного излучения позволили глубже рассмотреть структуру металлических мембран, востребованных при получении водорода высокой степени чистоты, и процессы изменения их структурного состояния при гидрировании.
Список литературы
Stiller C., Schmidt P., Michalski J. // World Renewable Energy Congress. Link’ping University Electronic Press. 2011. V. 15. P. 4202.
Tereshchuk V.S. // Russ. Engin. Res. 2011. V. 31. P. 1205.
Гусев А.В., Корнев Р.А., Суханов А.Ю. // Неорган. материалы. 2006. Т. 42. С. 1123.
Словецкий Д.И. // Драгоценные металлы и драгоценные камни. 2003. № 1. С. 119.
Burkhanov G.S, Gorina N.B., Kolchugina N.B., Roshan N.R. // Platinum Metals Rev. 2011. V. 55. № 1. P. 3.
Алефельд Г., Фелькл И. Водород в металлах. М.: Мир, 1981. Т. 2. 430 с.
Grashoff G.J., Pelkington C.E., Corty C.W. // Platinum Metals Rev. 1983. V. 27. P. 157.
Knyaginichev A.V., Sok Kh.Kh., Avdyukhina V.M. et al. // Phys. Solid State. 2001. V. 43. P. 207.
Акимова О.В., Авдюхина В.М., Щетинин И.В. // Физика металлов и металловедение. 2016. Т. 117. № 2. С. 1.
Fukai Y., Okuma N. // Phys. Rev. Lett. 1994. V. 73. Iss. 12. P. 1640.
Авдюхина В.М., Акимова О.В., Левин И.С., Ревкевич Г.П. // Вестн. Моск. ун-та. Сер. 3. 2011. № 1. С. 33.
Ревкевич Г.П., Миткова М.К., Кацнельсон А.А. // Вестн. МГУ. 1997. № 38. С. 30.
Dos Santos D.S., Tavares S.M., Miraglia S. et al. // J. Alloys Compd. 2003. V. 356. P. 258.
Oвидькo A.И. // Mater. Phys. Mechan. 2009. V. 8. P. 174.
Иевлев В.М. // Конденсированные среды и межфазные границы. 2013. Т. 15. С. 121.
Акимова О.В., Щетинин И.В. // Физика металлов и металловедение. 2016. Т. 117. № 11. С. 1160.
Мищенко А.П., Рошан Н.Р., Кореновский Н.Л. и др. // Тез. Рос. конф. “Мембраны-95”. Москва, 1995. С. 193.
Физическое материаловедение. / Ред. Калин Б.А. М.: МИФ, 2008. Т. 3. 808 с.
Tawancy H.M. // Mater. Sci. Engin. A. 2018. V. 719. P. 93.
Диаграммы состояния металлических систем. Обзор исследований. М.: Наука, 1968. 323 с.
Ремпель А.А., Гусев А.И. // Физика твердого тела. 2000. Т. 42. С. 1243.
Straumal B.B., Kilmametov A.R., Lopez G.A. et al. // Acta Materialia. 2017. V. 125. C. 274.
Кривоглаз M.A., Смирнов A.A. Теория упорядочивающихся сплавов. M.: ГИФМЛ, 1958. 388 с.
Akimova O.V., Veligzhanin A.A. // Nanosystems: Phys., Chem., Math. 2018. V. 9. № 6. P. 741.
Акимова О.В., Авдюхина В.М., Левин И.С., Ревкевич Г.П. // Изв. РАН. Сер. физ. 2014. Т. 78. № 11. С. 1443.
Chernyshov A.A., Veligzhanin A.A., Zubavichus Y.V. // Nucl. Instrum. Methods Phys. Res. A. 2009. V. 603. Iss. 1–2. P. 95.
Ковальчук М.В., Квардаков В.В., Корчуганов В.Н. // Природа. 2013. № 12. С. 25.
Иверонова В.И., Ревкевич Г.П. Теория рассеяния рентгеновских лучей. М.: Изд-во МГУ, 1978. 277 с.
Wojdyr M. // J. Appl. Crystallogr. 2010. V. 43. P. 1126.
Диаграммы состояния двойных металлических систем. Т. 3. Кн. 1. / Ред. Лякишев Н.И. М.: Машиностроение, 2001. 872 с.
Williamson G.K., Hall W.H. // Acta Metall. 1953. V. 1. P. 22.
Кривоглаз М.А. Дифракция рентгеновских лучей и нейтронов в неидеальных кристаллах. Киев: Наук. думка, 1983. 407 с.
Дополнительные материалы отсутствуют.
Инструменты
Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования