Исследование структурных превращений в аморфных металлических сплавах на основе железа при термических и динамических воздействиях тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

РГ 5 О

1 6 МДР 1Р?'-

На правах рукописи

ПЕТРОВСКАЯ ГАЛИНА АЛЕКСАНДРОВНА

ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ В АМОРФНЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВАХ НА ОСНОВЕ ЖЕЛЕЗА ПРИ ТЕРМИЧЕСКИХ И ДИНАМИЧЕСКИХ ВОЗДЕЙСТВИЯХ

Специальность 01.04.07 - физика твердого тела

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Москва 1998

Работа выполнена на кафедре материаловедения Московского Государственного Индустриального Университета.

Научные руководители - доктор физико-математических наук, профессор

Алехин В.П.

доктор физико-математических наук Новакова А. А.

Официальные оппоненты: чл.- корр. РАЕН, проф., д.ф.-м.н. Макаров Е.Ф.

к.х.н. Савватеев H.H.

Ведущая организация - Институт физики металлов ЦНИИЧермет им. И.П. Бардина

Защита состоится <М1998 г. в '^часов на

заседании Диссертационного Совета N1 (К 053.05.19) Отделения физики твердого тела физического факультета МГУ по адресу: 1198ЭЭ, Москва, Воробьевы горы, Физический факультет МГУ.ауд

С диссертацией можно ознакомится в библиотеке физического факультета МГУ.

Автореферат разослан « Цъ ¿ллм^ 1993 r

Ученый секретарь Диссертационного Совета yC/ps^r ^ Никанорова И.А.

Введение

Актуальность работы. Аморфные металлические сплавы (AMC) представляют большой научный интерес, так как в силу особенностей своей структуры - отсутствия дальнего порядка - они обладают необычными физическими свойствами, и дают уникальную возможность для изучения раэупорядоченного состояния вещества. Аморфные металлы имеют и практическую ценность. Их некоторые необычные свойства, такие как высокая механическая прочность, большая магнитная проницаемость, низкая коэрцитивная сила, не зависящее от температуры электрическое сопротивление и ряд других, делают возможным применение этих систем в технике, например, в качестве фольги для магнитного экранирования или материала для трансформаторов и магнитных головок.

С одной стороны, физические свойства аморфных сплавов и их структурные характеристики являются нестабильными по отношению к различным воздействиям, в частности, термическим и динамическим. С другой стороны, знание того, как меняются структурные характеристики аморфного сплава при различных воздействиях, может помочь созданию материалов с заданными свойствами, например, нзноструктурных материалов. В этом случае оказывается важным детальное знание хода процесса кристаллизации и предшествующего ему процесса структурной релаксации аморфной матрицы.

Области применения аморфных сплавов ограничены геометрической формой получаемого материала. Для получения материала с аморфной структурой необходимы высокие скорости охлаждения расплава. Одним из способов получения AMC является метод спиннингова-ния расплава, позволяющий получить ленты толщиной 20-60 мкм. В связи с этим представляют интерес методы, дающие возможность получить объемные образцы. Одним из них является способ компактирования, использующий динамическое нагружение, - компактирование взрывом. Так как аморфная структура является нестабильной, и любое воздействие может привести к изменениям, влияющим на свойства аморфного материала, представляется • важным изучение влияния динамического нагружения на аморфную структуру.

Диссертационная работа посвящена исследованию структурных превращений в аморфных металлических сплавах на основе железа Fe8BSi10ßl0, Fe^N^SiaB^, Fe82B12Si4C2 при термических воздействиях и ди-

намическом нагружении, а именно, взрывном нагружении и компактиро-вании.

Цель работы состояла в исследовании влияния динамических (взрывного нагружения и взрывного комлактирования) и термических воздействий на структурные характеристики и процесс кристаллизации аморфных материалов на основе железа.

В связи с этим были решены следующие задачи:

И исследован процесс кристаллизации и детально изучены образующиеся кристаллические фазы в аморфных сплавах РеВ051)0В,0, Ре78Мц8|8В13 методами дифференциального термического анализа (ДТА), рентгенодифракционного анализа (РДА), мессбауэровской спектроскопии и термомагнитного анализа (ТМА).

н проведен подробный анализ структурной однородности аморфного состояния по толщине ленты в исходных и «нагруженных» образцах методом селективной по глубине мессбауэровской спектроскопии.

И проведено сравнение процессов кристаллизации в исходных и подвергнутых динамическому воздействию (нагруженных) образцах.

В исследованы изменения структурных характеристик аморфного сплава на различных этапах процесса динамического компактирования: аморфная лента, фракция ленты, измельченная до состояния порошка (050-250 нм),и полученный взрывом компакт.

Научная новизна. Изучен процесс получения массивного аморфного сплава путем измельчения ленты аморфного сплава в шаровой мельнице с последующим его взрывным компактированием.

Исследовано влияние различных факторов: размола ленты в порошок, прохождения ударной волны через материал, плавления приповерхностных областей компактируемых частиц на свойства получаемого объемного материала.

Практическая ценность. С помощью комплексного исследования, включающего мессбауэровскую спектроскопию, рентгенодифракционный, дифференциальный термический и термомагнитный анализы, показано, что динамическое взрывное нагружение лент аморфных сплавов практически не приводит к нарушению аморфного состояния, но увеличивает его неоднородность по толщине.

Показано, что определяющую роль в формировании свойств аморфного монолитного компакта играют микрозоны расплава между

частицами порошка. Именно эти зоны ответственны за образование областей с ближайшим окружением, отличным от ближайшего окружения исходной аморфной матрицы. Этот факт может быть использован для получения образцов с заданными свойствами.

Основные положения, выносимые на защиту.

1. Ход процессов кристаллизации в аморфных сплавах Fe80Sil0B10, Fe78N¡1Si8B13.

2. Увеличение неоднородности аморфного состояния по толщине ленты аморфных сплавов FeaoSi10Bi0, Ре78Ыц5(вВ13 после динамического нагружения таким образом, что в них увеличивается количество областей, близких по структуре к твердым растворам Fe(Si) ij (Fe.Ni)Si, выделяющимся на первом этапе кристаллизации,

3. Образование углеродосодержащих фаз в тонких приповерхностных слоях нагруженных образцов аморфных лент.

4. Экспериментальная проверка диффузии атомов углерода, растворенных в сплавах, к поверхности под действием градиента внутренних напряжений, возникающих в результате различных воздействий на приповерхностные слои образцов.

5. Существование микрообластей с ближайшим окружением по типу твердого раствора Fe-Si в аморфном сплаве Fe-C-Si-B, подвергнутом механическому измельчению и взрывному компактированию, и их определяющая роль в формировании свойств массивного аморфного сплава.

Структура диссертации. Диссертационная работа изложена на 152 страницах машинописного текста, включая 69 рисунков, 16 таблиц и состоит из введения, 5 глав, выводов и списка литературы из 120 наименований.

Апробация работы. Материалы работы докладывались на Всесоюзном совещании по прикладной мессбауэровской спектроскопии "Волга" в 1Э88 (Москва, 1988 г.), Ill Всесоюзном совещании по проблемам исследования структуры аморфных металлических сплавов (Москва, 1988 г.), Международной конференции по применению эффекта Мессбаузра (Нанкин, Китай, 1991 г.), IV Совещании по ядерно-спектроскопическим исследованиям сверхтонких взаимодействий (г. Ужгород, 1991г.), Рос-

сийской научно-технической конференции по применению мессбауэров-сгай спектроскопии в материаловедении (Ижевск, 1993 г.), конференции "Структурно-морфологические основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий" (Обнинск, 1995 г.)

Во введении обоснована актуальность темы работы, поставлена цель исследования, описаны его методические особенности, сформулированы основные положения, представляемые к защите, и дана структура работы.

Первая глава диссертации представляет собой литературный обзор, в котором освещено состояние исследуемого в диссертации вопроса и намечены основные направления исследований.

Рассмотрены структура и структурные превращения при температурных воздействиях в аморфных сплавах систем Ре-БиВ, Ре-М-БиВ, Ре-Б^В-С. В тех случаях, где это возможно, приведены возможные схемы кристаллизации. Представлены структурные характеристики кристаллических фаз, появляющихся при кристаллизации выбранных систем, и фаз, появление которых возможно. Описаны способы получения массивных аморфных материалов методом динамического нагружения. Показано, почему оказывается возможным получение монолитного аморфного компакта этим методом. Рассмотрено как влияет динамическое нагружение на структурные характеристики аморфных материалов.

Вторая глава диссертации посвящена методике эксперимента и подготовки образцов. В качестве основного метода исследования были использованы различные методики мессбаузровской спектроскопии. Наряду с традиционным методом на пропускание у-квантов, дающим информацию о состоянии всего образца в целом, мы применили мессбау-эровскую спектроскопию в геометрии обратного рассеяния с регистра-

охра>

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

/

/

Рис.1 Схема экспериментального устройства для ударно-волновой обработки ленточных образцов

пакет аморфных лент

аМС

цией конверсионных электронов в различных энергетических интервалах (дифференциальную конверсионно-электронную мессбауэровскую спектроскопию (ДКЭМС)) и резонансного рентгеновского излучения. Методика мессбауэровской спектроскопии в геометрии рассеяния дает возможность исследовать приповерхностные слои различной глубины без предварительной подготовки поверхности: шлифовки, снятия слоев, то есть, не нарушая ее структуру. В качестве дополнительных методов исследования были привлечены дифференциальный термический анализ (ДТА), рент-генодифракционный анализ (РДА), оже-спектроскопия и термомагнитный анализ (ТМА).

Схема экспериментального устройства для ударно-волновой обработки ленточных образцов приведена на рис.1. Пакет пластин с образцами помещался в об.ойму, в которой сделан конусоидальный разрез. Обойма окружена охранным кольцом и сверху закрыта защитным экраном. С целью ограничения деформации поверхности пластин, а также для сохранения образцов при давлении 47 ГПа промежуток между пластинами заполнялся водой. Нагружение осуществлялось контактным взрывом заряда пластического взрывчатого вещества, либо ударником, метаемым генератором плоской волны.

В третьей главе проведены исследования процессов кристаллизации аморфных сплавов Ре803110В10 и Ре78№1818В1з. Изучено влияние динамического нагружения на структурные характеристики этих аморфных сплавов, а также изменение в результате этого воздействия процесса кристаллизации в сплаве Рево511СВ10.

Для исследования процесса кристаллизации аморфного сплава Ре805110В10 сначала с помощью ДТА было установлено, что кристаллизация является двухстадийной. Затем различные образцы сплава были прогреты с одновременной съемкой термомагнитных кривых до температур: а) разрушения магнитной структуры аморфной матрицы, б) начала образования первой кристаллической фазы, в) полного ее образования и г) температуры полной кристаллизации сплава. С прогретых образцов сняли мессбауэровские спектры в геометрии пропускания -/-квантов (рис. 2) и рентгенограммы (рис. 3).

Результаты анализа мессбаузровских спектров и рентгенограмм приведены в таблице 1 и позволяют установить, что кристаллизация аморфного сплава Ре803|10В10 идет по следующему пути:

Ре803110В10-^

Ре-15а1%Б|+АМ Ре75515В20 Ре-15а1%81 + АМ Ре87В33-> 347°

температура начала кристаллизации

Ре -13 а?/о + Ре2В

453° 530 °С

температуры выделения кристаллических фаз

(Температуры определены по кривым ДГА)

Исследования методом ДТА и ТМА показали, что процесс кристаллизации в аморфном сплаве Ре78Ы11318В1Э также как и в сплаве Ре^в^оВ« идет в две стадии. Анализ мессбауэровского спектра и рентгеновской дифрактограммы полностью закристаллизованного образца показал, что кристаллизация в аморфном сплаве Ре78Ы1,8|8В13 идет по следующей схеме:

Рис. 2. Мессбауэровские спектры образцов аморфного сплава Ре^уз^ нагретых до температур: а400; 6-450; в-505; Г-70СГС.

б V, ММ/с

t-

(J O s и

Fe7aN¡iSi8Bi3 —>

495°

температура начала кристаллизации

—>(Fe,NI)Si+(Fe,N¡)2B.

505° 540 °C температуры начала

выделения кристаллических фаз

Динамическое на-•гружение образцов лент аморфных сплавов Fe80S¡i0B10 и FersNiiSieB^ приводит к изменениям структурных характеристик аморфной матрицы.

90 110 26

Рис.3. Рентгеновские

дифрактограммы образцов аморфных сплавов

FejoSiioBm, исходного (а) и нагретых до температур -400°(б); 450 "Н 70(ЯС(г)

Таблица 1. Мессбауэровские параметры фаз, образующихся при кристаллизации аморфного сплава Ре8031,0В,0

Термообраб Состав Нэфф, кЭ Вклад,% Состав

отка аморфной

* матрицы

300°С Аморфная матрица 258 100 Ре803110В10

400°С Аморфная матрица 268 100

450°С Аморфная матрица 245 48 Ре75&6В20

Ре(Б() 8атРе в

ближ.окр. 329 14,5

7атРе в ближ.окр. 309 18,5

батРе в ближ.окр. 279 14

5атРе в ближ.окр. 237 5

505°С Аморфная матрица 220 27 Ре67Взз

Ре(&)8атРе в

ближ.окружении 329 • 19

7ат.Ре в ближ.окр 309 27

батРе в ближ.окр 279 18

5атРе в ближ.окр 236 9

700°С Реф) 8атРе в

ближ.окружении 329 24

7ат.Ре в ближ.окр 309 26

батРе в ближ.окр 278 18

5атРе в ближ.окр 244 5

Ре2В 242 14

232 13

На рис. 4 показаны распределения сверхтонких полей Р(Н), рассчитанные из спектров сплавов, нагруженных прямоугольным импульсом ударной волны амплитудой 47ГПа. Р(Н) нагруженных образцов смещены в сторону больших полей. Отметим, что на четырехкомпонентный сплав РеуаМ^зВ« динамическое нагружение влияет меньше, чем на тройной сплав Ре8081,0В10: распределение сверхтонких полей и наиболее вероятное значение Нэфф смещается в аморфном сплаве РееоЗц0В,0 в сторону больших полей гораздо больше (дНтах=7 кЭ), чем в аморфном сплаве Ре7аЫ1,318В13 (ДНтах=4 кЭ). В обоих распределениях сверхтонких полей увеличилась вероятность Нзфф=280-305 кЭ (для Ревд&юВ,,,) и Нзфф =250-300кЭ (для Ре7в№18!8В13). Можно сказать, что после динамического нагружения в аморфной матрице

существует другое наиболее вероятное окружение, более близкое к ближайшему окружению атомов 57Ре в твердом растворе Реф) и (Ре,Ы1)8'! - первой фазе, выделяющейся при кристаллизации аморфных сплавов Ре808'|10В10 и Реге^^В^ соответственно.

Н, Юе

Рис. 4. Распределения сверхтонких полей Р(Н), рассчитанные из спектров исходных образцов (а) аморфных сплавов Рею3110В10 (слева) и Ре7аМ|'131еВ13 (справа), и образцов, нагруженных прямоугольным импульсом ударной волны амплитудой 47Гпа (6).

Аналогичная тенденция наблюдается и в поведении сплавов Ре805ц0В,0 и Ре76М115|8В,;3 при термическом воздействии. Сравнение процессов кристаллизации сплавов показало, что четырехкомпонентный аморфный сплав Ре7ВЫ\15\8В13 является более стабильным по отношению к температурным воздействиям, чем трехкомлонентный Реао3110В,0 (температуры начала кристаллизации 495° и 347° С соответственно).

Ход процесса кристаллизации в нагруженном аморфном сплаве РеаоЗц0В10 в целом аналогичен процессу кристаллизации в ненагружен-ном образце: выделяются те же кристаллические фазы в том же порядке. Однако поскольку в аморфной матрице больше ближайших окружений по типу твердого раствора Ре(Э1), то выделение первой кристаллической фазы начинается раньше и происходит быстрее. Схема кристаллизации нагруженного сплава следующая:

Рева811(,В10 Ре - 13 а?А + Ре2В.

349° 444° 521 °С

температура начала температуры выделения кристаллизации кристаллических фаз

(определены по кривой ДТА)

В четвертой главе проведено исследование приповерхностных областей лент аморфных сплавов Ре808'|10В10 и Ре78М1131аВ13 после динамического нагружения методами КЭМС, ДКЭМС и оже-спектроскопии. В мессбауэровских спектрах с приповерхностных слоев (й=50 нм) аморфной ленты Ре78Ы1131вВ13 наблюдается интенсивный дублет с параметрами 5=0,34 мм/с, Д=0,80мм/с (рис. 5(6)}. С помощью оже-спектроскопии и анализа литературных данных установлено, что этот дублет появляется из-за наличия в приповерхностном слое глубиной около 30 нм фазы, имеющей состав ¥еС и представляющей собой аморфное соединение железа с углеродом. Мы предположили, что появление углерода на поверхности аморфных лент происходит по следующей причине. Динамическое нагру-жение ленты приводит к различию в химическом потенциале атомов углерода на поверхности и в объеме, которое, в свою очередь, вызывает их направленный диффузионный поток к поверхности. В результате значительная часть растворенного в объеме ленты углерода диффундирует к поверхности и образует там аморфное соединение с железом.

2ЭО0С©

275000

300000

Рис. 5 Мессбауэровские спектры с приповерхностных слоев (<1=50 нм) аморфной ленты Ре78Г\11,5|8В,3,

подвергнутой динамическому

-е -4 -г о г а в ч,мм/с

нагружению а)свободная

47 ГПа: поверхность,

б)контактная поверхность

Для проверки предполагаемого механизма изменений состояния поверхности мы провели следующий эксперимент. Из прутка армко-железа (0,007 вес.% С) диаметром 10 мм были вырезаны образцы. Для снятия напряжений, возникших в результате предварительной обработки, образцы отожгли в вакуумной печи (10"3Па) в течение 2 часов при температуре 1050 °С. Затем образец выгладили методом безабразивной ультразвуковой финишной обработки (БУФО), которая представляет собой наложение на образец колебаний ультразвуковой частоты, то есть на поверхность обрабатываемого материала действует динамическая нагрузка, периодически изменяющаяся во времени. Выглаженный образец был состарен при температуре 100° С в течение 20 часов. Со всех образцов снимались мессбауэровские спектры в геометрии обратного рассеяния с регистрацией конверсионных электронов или К-характеристического рентгеновского излучения (рис. 6). Результаты их анализа приведены в табл.2.

3 i S1

i!

UuJÜ

CmWOOV мм/С

Рис. 6. Мессбауэровские спектры в геометрии обратного рассеяния с регистрацией конверсионных электронов: вверху - исходный образец; внизу -образец после БУФО и старения при 100°С

Таблица 2. Относительные вклады фаз, образующихся в приг.оверх-

ностном слое образца армко-железа,при выглаживании и старении

Твердый раствор Fe-C Аустенит

Образец Концентрация углерода в твердом растворе, вклад, %

Исх., 100 нм, 20 мкм Fe-0,035 ат.%С 100%

Выгл., ЮОнм, 20 мкм Fe-0,5 ат.%С 98,5% 1,5

Выгл. и состар., 100 нм Fe-1,99 ат.%С 97% 3

Выгл. и состар., 20 мкм Fe-1,35 ат.%С 93% 2

Таким образом, создание градиента внутренних напряжений в образце армко-железа с помощью метода безабразивной ультразвуковой финишной обработки вызывает диффузию углерода, растворенного в образце, к поверхности. Экспериментально обнаружено, что в результате этого процесса в приповерхностных слоях образца концентрация углерода приблизительно в 40-60 раз превышает его концентрацию в исходном образце. Аналогичные процессы, приводящие к диффузии примесей внедрения к поверхности, могут происходить и в аморфных лентах. Именно поэтому, мы наблюдаем в спектре приповерхностной области компоненту, соответствующую аморфному FeC.

Пятая глава диссертации посвящена исследованию структурных изменений в материале, происходящих при взрывном компактировании аморфного порошка Feg2B,2S¡4C2, полученного путем размола ленты ох-рупченного (отжиг при 200°С в аргоне) аморфного сплава Fe^B^SuCj в шаровой мельнице. Был применен прямой метод взрывного компактиро-вания. Была детонирована стальная труба с внутренним диаметром 13,5мм, содержащая порошок аморфного сплава с насыпной плотностью 50%. Взрывное давление на материал достигало 3-5 ГПа.

Установлено, что существенные изменения аморфной структуры происходят на этапе размола ленты в порошок и последующего компактировании порошка. Как показал рентгенодифракционый анализ, размол в шаровой мельнице в течение 20 часов приводит к появлению в образце областей твердого раствора Fe-Si, образовавшихся на поверхности частиц толщиной ~6 ни. Последующее взрывное компактирование полученного порошка приводит к увеличению размеров этих областей до 10 нм.

Напомним, что динамическое нагружение лент аморфных сплавов FeeoSi-ioB^ и Fe78N¡1SieB13 импульсом давления 47 ГПа не приводило к об-

разованию в них неоднородностей (в этом случае на материал влияло лишь прохождение ударной волны). В то время как взрывное комлакгиро-вание порошка, при котором давление на материал достигало 3-5 ГПа, приводит к смещению Р(Н) на 18 кЭ и увеличению размеров микрозон с 6 до 10 нм (на материал воздействовало прохождение ударной волны и оплавление и последующая закалка приповерхностных зон компактируе-мых зерен).

По всей вероятности, именно зоны расплава в основном ответственны за увеличение размеров приповерхностных микрообластей с ближайшим окружением по типу твердого раствора Fe-Si: расплавленные при взрыве и закалившиеся вновь области материала приобретают аморфную структуру существенно отличную от исходной.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ.

1. Детально исследован процесс кристаллизации аморфного сплава FesoSi10B10. Установлено, что кристаллизация идет по следующему пути:

FeBOS¡10B10 ->Fe-15at%Si + АМ Fe75SisB20 ->Fe-15at%Si + АМ Fe67B33->

Fe -13 at% Si + Fe2B.

347° 453° 530 °C

температура начала температуры выделения кристаллизации кристаллических фаз

то есть выявлены следующие этапы кристаллизации:

-на первой стадии выделяется твердый раствор Fe-15aT.% Si. Это приводит к изменению состава аморфной матрицы; она обогащается бором и обедняется железом и кремнием до состава Fe75S¡5B2o- Затем выделение твердого раствора Fe-15aT.% Si продолжается с большей скоростью до изменения состава матрицы до Fe67B33.

-на втором этапе образовавшаяся аморфная матрица Fe67B33 кристаллизуется в фазу Fe2B. "Лишние" атомы Fe, содержащиеся в аморфной матрице Fe67B33, "разбавляют" твердый раствор Fe(Si) до концентрации Fe-13aT.%Si.

2. Установлено, что процесс кристаллизации аморфного сплава Fe7eNi1Si8B13 протекает следующим образом:

Fe^N^SigB« ---> (Fe,Mi)Si + (Fe,Ni)2B.

495° 505° 540 °С

температура начала температуры выделения кристаллизации кристаллических фаз

3. Установлено, что термические и динамические воздействия на аморфные сплавы Ре808110В10 и Ре78№131вВ1з приводят к изменениям структурного состояния аморфной матрицы:

- прогрев аморфного сплава Ре808ц0В10 со скоростью 20°С/мин до 400°С - температуры разрушения магнитной структурны аморфной матрицы - приводит к "расслоению" аморфной матрицы на области двух типов, схожие по структуре с фазами, образующимися при кристаллизации: твердый раствор Ре(Э0 и Ре2В.

- динамическое нагружение аморфных сплавов Ре808!,0Вщ РвтвМ^вВ« прямоугольным импульсом давления 47 ГПа ведет к такому изменению аморфной матрицы, что увеличивается количество ближайших окружений, сходных по структуре с кристаллической фазой, выделяющейся первой - твердому раствору Ре(30 и твердому раствору (Ре,N¡>51 - соответственно. Установлено, что для аморфного сплава Ре808Ц0В10 это приводит к увеличению скорости кристаллизации: для нагруженного образца максимумы пиков тепловыделения наблюдаются при температурах 444°С и 521°С, в то время как для исходного - при 453°С и 530°С. Состав и порядок выделения кристаллических фаз в аморфном сплаве Ре603|10В,0 после динамического нагружения не меняются.

4. Четырехкомпонентный аморфный сплав Ре78Ы113|'еВ13 является более стабильным по отношению к температурным и динамическим воздействиям, чем трехкомпонентный Ре80Зц0В10:

- в аморфном сплаве Ре78МцЗ|'8В13 кристаллизация начинается при температуре 495 °С, а в сплаве Ре803'110В10 - при 347 °С;

- распределение эффективных магнитных полей в аморфной матрице и наиболее вероятное значение сверхтонкого поля смещается почти в 2 раза меньше в аморфном сплаве Ре7аЫ11818В13 чем в сплаве Ре8081юВ10: ЛНга1=7 кЭ для Реао3110В10 и ДНтах=4 кЭ для Ре78№,818В,3 (см. § 3(2} рис. 3(2)1), то есть на четырехкомпонентный сплав Ре7Л'цЗ(еВ1з динамическое нагружение оказывает меньшее влияние чем на тройной сплава Ре^юВ-ю.

5. Впервые изучено влияние динамического нагружения лент аморфных сплавов на приповерхностные слои образцов. Установлено, что динамическое нагружение приводит к созданию градиента внутренних напряжений, который, в свою очередь, ведет к диффузии атомов угле-

рода, растворенного в сплаве, к поверхности с последующим образованием углеродосодержащей аморфной фазы Fe-C.

6. Показано, что измельчение аморфного сплава Fe82B12S¡4C2 в шаровой мельнице и последующее взрывное компактирование порошка приводит к созданию массивного аморфного сплава.

7. При размоле ленты в порошок происходит образование вблизи границ частиц областей, структура которых существенно отличается от структуры размалываемой ленты: образуются наноструктурные области размером 6 нм близкие по составу к твердому раствору Fe(Si).

8. Существенную роль в формировании свойств аморфного массивного сплава играют микрозоны расплавленного материала меяоду частицами порошка, именно эти зоны в основном ответственны за увеличение размеров кластерных областей с ближайшим окружением по типу твердого раствора Fe-Si: расплавленные при взрыве и закалившиеся вновь области материала приобретают структуру существенно отличную от исходной, а именно, близки по составу к твердому раствору Fe(S¡) (4-5aT.%Si).

Литература.1

1. Сидорова Г.В., Новакова A.A., Куприн А.П., Сиротинина Г.А. Применение мессбауэровской спектроскопии с регистрацией излучения в геометрии обратного рассеяния к исследованию структурного состояния массивного аморфного сплава Fe-B-Si-C. // Тезисы докладов Всесоюзного совещания по прикладной мессбауэровской спектроскопии "Волга", 1988, октябрь. - Москва. - 1988. с. 96.

2. Новакова A.A., Сидорова Г.В., Сиротинина Г.А., Куприн А.П., Романова O.A. Различия в структурном состоянии аморфного сплава Fe-B-Si-C, полученного в виде ленты, порошка и порошкового компакта. // Письма в ЖТФ. т. 14. вып. 21.1988. с. 1968-1972.

3. Кесада Д., Куприн А.П., Новакова A.A., Сидорова Г.В., Сиротинина Г.А. Исследование структурного состояния аморфного сплава Fe-B-Si-C при компактировании.// Проблемы исследования структуры аморфных металлических сплавов. Тез. докл. Ill Всес. сов. - М. - 1988. с. 106.

4. Novakova A.A., Sirotinina G.A., Kirko V.l., Sidorova G.V. Dynamic Loading on the Structure of Amorphous Alloy Fe-Ni-Si-B. // Book of Abstracts

1 Все работы диссертанта опубликованы под фамилией Сиротинина

International Conference on the Application of the Mossbauer Effect 16-20 September 1991, Nanjing, China, p. 4-24.

5. Новакова A.A., Сиротинина Г.А., Кирко В.И., Сидорова Г.В. Воздействие динамического нагружения на структуру аморфного сплава Fe-Ni-Si-B. // Программа и тезисы докладов IV Совещания no ядерно-спектроскопическим исследованиям сверхтонких взаимодействий. г.Ужгород, 26-28 июня 1991 г. М.: Изд. Московского университета. -1991. с. 177.

6. Novakova A.A., Sirotynina G.A., Kyrko V.l., Sidorova G.V. Effect of Dynamic Loading on the Structure of Amorphous Alloy Fe-Ni-Si-B. II Hyper-fine Interactions. 1991. v. 69. p. 663-666.

7. Новакова A.A., Сиротинина Г.А., Елсуков Е.П., Гендлер Т.С. Исследование процесса кристаллизации аморфного сплава Fe80Si,oB1o. // ФММ. 1993. N7. вып. 1. с.114-122.

8. Сиротинина Г.А., Новакова A.A., Елсуков Е.П., Кадикова А.Х. Исследование поверхности аморфного сплава Fe80SiwB,0. II Применение мессбауэровской спектроскопии в материаловедении. Тезисы докладов Российской научно-технической конференции. - Ижевск. - 14-16 сентября 1993 г. с.

9. Сиротинина Г. А., Новакова А. А., Алехин В. П. Исследование структуры аморфного сплава Fe80Si10B10, подвергнутого динамическому на-гружению.// МАСИ. Сборник научных трудов сотрудников института. М.: Госкомитет РФ по высшему образованию. 1995. с. 23-25.

Ю.Сиротинина Г. А., Новакова А. А., Алехин В. П. Исследование процесса кристаллизации аморфного сплава 2НСР.// МАСИ. Сборник научных трудов сотрудников института. М.: Госкомитет РФ по высшему образованию. 1995. с. 25-28.

11.Новакова A.A., Алехин В.П., Кошкин В.И., Сиротинина Г.А. Исследование особенностей деформационного старения в поверхностно упрочненных образцах II Структурно-морфологические основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий: Тез. докл. Обнинск. - 1995. с. 14-15.

12.Кошкин В. И., Сиротинина Г. А., Новакова А. А. Исследование механизма упрочнения при деформационном старении армко-железа методом мессбауэровской спектроскопии.// Прикладная физика. 1996. N 2. с. 34-40.

Тираж 100