Неупругость сплавов на основе интерметаллида Fe3Al тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

ГУЛЬСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ УНИВЕРСИТЕТ

ПАВЛОВА Татьяна Сергеевна

fl

¿травах рукописи УДК 539 67

НЕУПРУГОСТЬ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ ИНТЕРМЕТАЛЛИДА Fe3Al

Специальность 01 04 07 - Физика конденсированного состояния

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Тула - 2008

003167580

Работа выполнена в Тульском государственном университете

Научный руководитель доктор физико-математических наук,

профессор Головин И С

Официальные оппоненты доктор физико-математических наук,

профессор Блантер М С

доктор технических наук, профессор Гуляев А А

Ведущая организация Институт металловедения и физики металлов

им Г В Курдюмова ФГУП ЦНИИЧМ им И П Бардина

Защита состоится ¡М>£1М> 2008 г в час в 9 учебном корпусе

ТулГУ, ауд 101 на заседании диссертационного Совета Д 212 271 03 Тульского государственного университета (300600, г Тула, пр Ленина, 92)

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ТулГУ

Автореферат разослан СШбеЛЛ- 2008 г

Ученый секретарь диссертационного совета, кандидат технических наук, доцент

Тихонова И В

1 ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ Актуальность проблемы

Явление упорядочения металлических материалов привлекает внимание в связи с практической и научной значимостью фазовые переходы порядок -беспорядок определяют формирование многих свойств сплавов Изучению процессов упорядочения металлических материалов посвящено большое количество работ отечественных и зарубежных исследователей Курнакова Н С , Ландау Л Д, Глезера А М , Козлова Э В , Смирнова А А , Хачатуряна А Г , Морриса Д Дж, Джорджа Е П , Столоффа Н С, Кестера В и др

Интерметаллид Ре3А1 является хорошим модельным сплавом системы Ре-А1 вследствие склонности к упорядочению по схеме А2-В2-1Э03 при понижении температуры Интерметаллид Ре3А1 перспективен для промышленного применения из-за благоприятного сочетания прочностных свойств, коррозионной стойкости, низкой плотности и стоимости производства Сплавы на основе ин-терметаллида Ре3А1 применяются в качестве материала, работающего в условиях динамических нагрузок, для изготовления лопаток газовых турбин авиадвигателей и производства дисков регенераторов автомобильных газотурбинных систем, как заменители нержавеющей стали в системе выхлопа, в качестве маг-нитострикционного материала в сердечниках магнитомеханических преобразователей ультразвуковой техники Сплавы на основе интерметаллида Ре3А1 образуют класс относительно легких конструкционных недорогостоящих материалов, предназначенных для работы при температурах до 680 °С

Ограничения при производстве и эксплуатации связаны с низкой пластичностью при комнатных температурах (б < 4%) и с нестабильностью структуры при повышенных температурах Повышение пластичности Ре3А1 возможно посредством дополнительного легирования, например хромом, и управлением размером зерна Получение мелкозернистой структуры возможно при применении особых методов литья или деформирования, например литья из расплава или интенсивной пластической деформации (ИПД) Нестабильность структуры при повышенных температурах связана с изменением физических и механических свойств интерметаллида Ре3А1 при фазовом превращении Э03-В2 Частичная замена А1 на в интерметаллиде Ре3А1 повышает температуру фазового перехода и стабильность 003 структуры

Неупругая деформация, возникающая при динамическом нагружении изделий из интерметаллида Ре3А1, и указанные ограничения при его эксплуатации делают очевидной необходимость исследования структуры и выявления механизмов неупругих процессов в этом материале Метод механической спектроскопии позволяет изучать неупругие эффекты, обусловленные поведением точечных и линейных дефектов кристаллической структуры В сочетании со структурными методами исследования он позволяет расширить представления о строении изучаемых объектов

Актуальность исследования интерметаллида Ре3А1 и сплавов на его основе обусловлена необходимостью определения механизмов процессов, оказы-

вающих влияние на стабильность упорядоченной структуры при нагреве и, соответственно, на формирование свойств Результаты таких исследований способствуют расширению возможностей применения интерметаллида Fe3Al в качестве основы для конструкционного материала и оптимизации условий эксплуатации сплавов на его основе Полученные закономерности могут быть полезны при изучении и прогнозировании свойств сплавов на основе упорядоченных твердых растворов

Диссертационная работа выполнена в Тульском государственном университете в соответствии с тематическим планом НИР (темы 22-01, 28-06), координируемым Министерством образования РФ, в рамках программ DAAD (Deutscher Akademischer Austauschdienst) и INTAS-2005 (International Association for the piomotion of co-operation with scientists from the New Independent States) Автор благодарит своего научного консультанта проф С А Головина за постоянное внимание к работе и дискуссии

Цель работы - установление закономерностей структурообразования и механизмов неупругости, обусловленных перераспределением точечных дефектов и атомно-дислокационным взаимодействием в. сплавах на основе интерметаллида Fe3Al.

В рамках поставленной цели необходимо решение следующих задач:

1 Определить влияние режимов термической обработки и интенсивной пластической деформации (ИПД) на структурное состояние интерметаллида Fe3Al на основе анализа структуры и физических свойств

2 Установить температурные интервалы упорядочения интерметаллида Fe3AI, легированного карбидообразующим (хром) и некарбидообразующим (кремний) элементами

3 Исследовать температурные спектры внутреннего трения (ВТ), отвечающие различным составам и режимам термической обработки и ИПД сплавов на основе интерметаллида Fe3Al, в интервале температур от -190 °С до 650 °С в герцевом и килогерцовом диапазонах частот

4 Определить влияние легирования хромом и кремнием на подвижность и характер взаимодействия структурных дефектов в интерметаллиде Fe3Al в различных состояниях.

5 На основе комплексного анализа данных обосновать механизмы релаксационных процессов в интерметаллиде Fe3Al и сплавах на его основе (Fe-Al-Cr, Fe-Al-Si).

Научная новизна

На основе систематических исследований интерметаллида Fe3Al и легированных хромом и кремнием сплавов на его основе (Fe,Cr)3AJ, Fe3(Al,Si) методами механической спектроскопии (МС), просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ), рентгеноструктурного, калориметрического и термомагнитного анализов, аннигиляции позитронов и меченых атомов

- в сплавах на основе интерметаллида Ре3А1 впервые установлены и систематически исследованы релаксационный эффект с энергией активации Н = 1,60 эВ в закаленных сплавах и группа релаксационных эффектов с энергиями активации от 0,25 до 0,55 эВ в интенсивно-деформированном состоянии,

- обнаружена суперпозиция зернограничной, Зинеровской релаксаций и высокотемпературного фона в спектре внутреннего трения сплава Ре3(А1,80,

- получены количественные оценки энергий активации релаксационных эффектов в тройных сплавах на основе интерметаллида 1;е,А1 Механизмы процессов, ответственных за формирование релаксационных эффектов, связаны с кооперативным движением дефектов кристаллической структуры в твердых растворах внедрения-замещения-вычитания,

- выявлены эффекты частичного разупорядочения структуры интерметаллида Ре3А1 при закалке от температур выше 900 °С, полного разупорядочения и понижения точки Кюри после интенсивной пластической деформации

На защиту выносятся следующие положения:

1 Результаты экспериментальных исследований структуры и свойств сплавов на основе интерметаллида Ре3А1 и их анализ

2 Механизмы иеупругих эффектов в интерметаллиде Ре3А1 термически активируемая диффузия под напряжением атомов углерода и комплексов «углерод-вакансия», переориентация пар атомов замещения, движение дислокаций в поле напряжения, создаваемом стабильными и нестабильными конфигурациями точечных дефектов

3 Обнаруженный эффект аннигиляции структурных дефектов при температурах ниже 200 °С (ранние стадии процессов возврата) в интенсивно-деформированных сплавах на основе интерметаллида железа

4 Физические модели межатомного взаимодействия в сплавах на основе Ре3А1, дополнительно легированных хромом и кремнием, и результаты компьютерного анализа спектров внутреннего трения

Практическая значимость работы

Выявленный эффект аннигиляции структурных дефектов при температурах ниже 200 °С в интенсивно-деформированном интерметаллиде Ре3А1 представляет практический интерес для оптимизации условий эксплуатации интенсивно-деформированных материалов на основе Ре

Результаты исследования структуры и физических свойств интенсивно-деформированного интерметаллида Ре3А1 и сплава на его основе (Ре,Сг)3А1 с субмикрокристаллической структурой позволяют рекомендовать их в качестве альтернативы исполыуемой в промышленности микрокристаллической ленте, полученной литьем из расплава

Данные по температурам фазовых и магнитных превращений в сплавах Ре3(А1,81) и (Ре,Сг)3А1 полезны при анализе структурного состояния и физических свойств сплавов тройных систем Ре-А!-Ме (Ме - легирующий элемент) и могут быть использованы для разработки новых жаропрочных сплавов на основе интерметаллида Ре3А!

Выявленные температурные интервалы повышенного рассеяния энергии в ингерметаялиде Fe3AJ и сплавах на его основе позволяют рекомендовать исследованные сплавы к использованию в качестве материалов с определенным уровнем демпфирующей способности в заданных температурных областях

Результаты исследования упругих и демпфирующих свойств сплавов на основе интерметаллида Fe3Al использованы в справочной литературе1 и курсе «Механическая спектроскопия» для студентов физических специальностей Тульского государственного университета

Апробация работы

Основные результаты доложены и обсуждены

- на Международных и отечественных конференциях, в том числе Международная Конференция Молодых Исследователей «XXX Гагаринские чтения» 2004 (Москва, Россия), 6,h International Conference on "Diffusion in Materials" DIMAT 2004 (Краков, Польша), Deutschen Physikalischen Gesellschaft Tagung 2005 (Берлин, Германия), European Congress on Advanced Materials and Processes EUROMAT 2005 (Прага, Чехия), 14lh International Conference on Internal Friction and Mechanical Spectroscopy ICIFMS-14 2005 (Киото, Япония)

- на научно-технических семинарах профессорско-преподавательского состава каф ФММ Тульского государственного университета (2004-2008), на научно-технических семинарах (2004, 2006) Института Материаловедения Технического университета Брауншвайга (Брауншвайг, Германия)

Достоверность результатов и их интерпретации подтверждаются комплексным использованием современных методов структурного и физико-механического анализа (просвечивающая и сканирующая электронная микроскопия, термомагнитный анализ, калориметрия, методы меченых атомов и аннигиляции позитронов), компьютерным анализом спектров релаксации, системным подходом в выборе составов и режимов их предварительной обработки

Публикации

По результатам выполненных по теме диссер!ации исследований имеется 9 публикаций, в том числе 6 статей в рецензируемой отечественной и зарубежной печати Список работ, приведенных в автореферате, отражает основные положения и содержание диссертационной работы

Структура и объем работы

Диссертация состоит из введения, 4 глав, общих выводов и списка цитируемой литературы, включающего 121 наименование Работа изложена на 130 страницах машинописного текста и содержит 41 рисунок, 8 таблиц

' Blanter M S , Goiovin I S, Neuhauser H, Sinning H -R Internal Friction in Metallic Materials A Handbook Springer, 2007

2 ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность проблемы, ее научная и практическая значимость, сформулирована цель исследования Указаны основные направления исследований, отмечены нереализованные ранее возможности механической спектроскопии при изучении структурных особенностей сплавов на основе интерметаллида Fe3Al

Глава 1 Обзор состояния вопроса

В первой главе представлен критический обзор экспериментальных данных и современных представлений о структуре сплавов на основе интерметаллида Fe3A¡ Обсуждены возможности метода механической спектроскопии для изучения процессов структурообразования в сплавах на основе интерметалли-дов железа, включая параметры взаимодействия атомов замещения, внедрения, вакансий и дислокаций Обсуждены преимущества и недостатки существующих в литературе теорий релаксационной неупругости в упорядочивающихся сплавах системы Fe-Al Указаны области нерешенных вопросов и сформулированы задачи настоящего исследования

Глава 2 Материалы и методики исследования

Во второй главе обоснован выбор объектов и методов исследования, сделан анализ погрешностей результатов измерений и обоснована методика компьютерного анализа экспериментальных данных

Сплавы для исс ледований были получены путем вакуумно-индукционной плавки 99,98% Fe, 99,999% Al, 99,99% Сг и 99,999% Si в атмосфере аргона в вакуумной печи Бальцерс Составы исследованных сплавов определены по данным химического анализа и представлены в таблице 1

Таблица 1 - Составы исследованных сплавов (ат %)

№ Состав Al С Cr Si Ti,Nb

1 Fe-25A1 25,6 0,024 - - -

2 Fe-25A1 24,9 0,033 > - -

3 Fe-25A1 25,4 0,041 - - -

4 Fe-26Ai 25,9 0,155 - - -

5 Fe-26A1-Nb 25,9 0,155 - - 0,3 Nb

6 Fe-26Al-2Ti 25,9 0,155 - - 2,0 Ti

7 Fe-26Al-5Cr 25,6 0,012 5,2 - -

8 Fe-20Al-5Si 19,6 0,001 - 4,5 -

В соответствии с поставленными задачами для исследования выбраны сплавы, по составу близкие к стехиометрическому РезА1, с содержанием А1 ~ 25 ат %

1) сплавы с различным содержанием углерода (сплавы № 1-4, таблица 1) и легированные карбидообразующими элементами Т| и ЫЬ (сплавы № 5 и 6, таблица I), для проверки гипотезы об обусловленности некоторых видов релаксации подвижностью углерода,

2) сплав на основе интерметаплида Fe3AI, дополнительно легированный Сг (сплав № 7, таблица 1), для проверки влияния пластифицирующих добавок на структурные характеристики и неупругие свойства железоалюминидов,

3) сплав на основе интерметаллида Fe3Al, дополнительно легированный Si (сплав № 8, таблица 1), для проверки влияния компонента, повышающего температуру упорядочения, на структуру и спектр ВТ интерметаллида

Все исследованные сплавы были подвергнуты предварительной термической или механической обработкам Термическую обработку запаянных в кварцевые ампулы образцов для исследований проводили по нескольким режимам 1) нагрев в вакууме до температур в интервале 720-1250 °С, выдержка в течение 15-180 мин и закалка в воду, 2) закалка по вышеуказанному режиму с последующим старением при температурах 300-650 °С, 3) закалка от температур 450650 °С в воду Интенсивную пластическую деформацию (ИПД) кручением под высоким давлением проводили в Уфимском государственном авиационном техническом университете (УГАТУ) Основные принципы ИПД и процесс изготовления образцов для исследований описаны в литературе2 Информация по обработке конкретных образцов для исследований указывается при обсуждении результатов

Изучение структуры проводили на просвечивающем электронном микроскопе Philips СМ 12 при напряжении 120 кВ. Для теплового анализа использовали дифференциальный сканирующий калориметр DSC-7 Perkin - Elmer со скоростью нагрева и охлаждения 10 К/мин. Термомагнитный анализ проводили в вибрационном (частота 50 Гц) магнитометре "OXFORD" в температурном интервале от 20 до 700 °С Определение размера зерна проводили методом оптической микроскопии на микроскопе LEO 1550 Автор благодарит проф X -Р Зиннинга и проф X Нойхойзера (Технический университет Брауншвайга, Германия) за предоставленную возможность проведения исследований на указанном оборудовании и дискуссии.

Изучение неупругих свойств и атомного взаимодействия в материалах проводили методом механической спектроскопии Измерения упругих и неупругих характеристик выполняли на установках нескольких типов

1) на обратном крутильном маятнике РКМ-ТулПИ-3 в режиме свободно-затухающих колебаний в области температур от 20 до 650 °С со скоростью нагрева и охлаждения около 2 К/мин в диапазоне частот 0,7-3 Гц при амплитуде деформации у0 » 3 10"5, в вакууме = 1 Па и магнитном поле напряженностью 2 104 А/м,

2) на установках типа язычкового маятника при изгибных колебаниях в диапазоне частот 200-3000 Гц в вакууме ~ I0"2 Па при скорости нагрева образцов 1-2 К/мин в интервале температур от -190 до 630 °С

: Valiev R Z , Esinn Y, Honta Z Producing Bulk Ultrafine-Grained Materials by Severe Plastic Deformation//JOM, 2006, p 33-39

В качестве меры внутреннего рассеяния энергии использовали величину внутреннего трения <2

т

где А, и А, „- начальная и /+« амплитуды колебаний соответственно, п - количество колебаний в интервале амплитуд от А, до А, „

В качестве меры модуля упругости использовали величину квадрата частоты свободных затухающих колебаний /1, пропорциональную модулю сдвига О при крутильных колебаниях и модулю Юнга Е при изгибных колебаниях

При измерениях при 3-х и более частотах, оценку энергии активации Я и времени релаксации тс релаксационно! о процесса проводили в соответствии с уравнением Аррениуса

где Я - универсальная газовая постоянная, Т - температура

В случае измерений при двух частотах энергию активации релаксационного процесса рассчитывали по величине сдвига температурного положения пика

о)

*т1 1т\

где Тт1 и Т,п2 - температуры пика при частотах/ и/2, соответственно

Если условия эксперимента позволяли получить зависимость ЦХ(Г) только при одной частоте колебаний, энергию активации рассчитывали по уравнению Верта-Маркса3 (формула 4) Погрешность при определении энергии активации этим методом составляла 5-8 %

Н = КГт\х№.лТя1&, , (4)

"Л,

где Тт- температура максимума, кв - постоянная Больцмана, И- постоянная Планка,/„ - частота колебаний при Тт1 /15-энтропия активации

Обработку экспериментальных данных проводили в соответствии с рекомендуемыми методиками3 Для компьютерного анализа релаксационных спектров использовали «Программу анализа спектров температурно-зависимого внутреннего трения»4

3 Метод внутреннего трения в металловедческих исследованиях Справочное издание / Под ред БлантераМС, ПигузоваЮВ -М Металлургия 1991 -248с

J Семин В А, Головин С А «Программа анализа спектров температурно-зависимого внутреннего трения» Регистрационный К» 2005611581

Глава 3 Структурные механизмы релаксационных процессов в склонных к упорядочению сплавах.на основе интерметаллида Fe3Al

Структура интерметаллида Fe3AI в равновесном состоянии при комнатной температуре представляет собой сверхструктуру, упорядоченную по типу D03. В работах''6 показано, что в спектре релаксации интерметаллида Fe3Al проявляются несколько эффектов ВТ: I) дислокационный максимум, 2) максимум, обусловленный углеродной диффузией и/или переориентацией вакансионных комплексов (по разным гипотезам), 3) релаксация Зинера.

Исследование структуры интерметаллида Fe3Al в различных состояниях показало, что после закалки в воду от температур, находящихся в области неупорядоченных твердых растворов диаграммы состояния Fe-Al (Тзак > 900 °С), происходит фиксация не полностью упорядоченного состояния. Формирование не полностью упорядоченной структуры интерметаллида Fe3AI после закалки от высоких температур подтверждается данными по поглощению тепла при нагреве: на калориметрических кривых при первом нагреве в районе 200-300 °С проявляются широкие экзотермические максимумы, связанные с развитием упорядочения в частично разупорядоченных закалкой от высоких температур сплавах, что отмечалось в литературе7. «Доупорядочение» сплава подтверждается отсутствием экзотермических максимумов на калориметрических кривых во время повторного нагрева образцов.

а б в

Рисунок 1 - Микроструктура интерметаллида Ре3А1 по данным просвечивающей электронной микроскопии (темнопольное изображение, [110](111)) 8 различных состояниях: а - после ИПД, б - после отжига при 300 °С; в - схема для идентификации рефлексов на дифракционной картине П03 структуры в направлении [110]

i Головин И.С. К вопросу о природе релаксационных пиков в системе Fe-Al. Труды международной конференции «Взаимодействие дефектов и неупругие явления в твердых телах», Тула, 2002, с. 47-54. ' Strahl A., Golovina S.B., Golovin I.S., Neuhäuser H On dislocation-related internal friction in Fe-22 to 31 at.% AI // J. Alloys and Compounds. 2004. V. 370. № 1-2. P. 268-273.

7 Morris D.G., Gunther S. Order-disorder changes in Fe3Al based alloys and the development of an iron-base a-a" superalloy. II Acta mater., 1996, v. 44, p. 2847-2859.

Исследования методом ПЭМ интенсивно-деформированного сплава на основе интерметаллида Ре3А1 показали 1) после ИПД формируется субмикрокристаллическая структура (рис 1а); 2) размер структурных составляющих '-= 100 нм и сопоставим с размером 003 доменов в отожженном интерметаллиде Ре3А1 (рис 16), 3) ИПД приводит к полному разупорядочению структуры, контраст, характерный для Б03 сверхструктуры (рис 1в). отсутствует, и на картине микродифракции образуются тонкие кольца (рис 1а) структура настолько фрагментарна, что невозможно выделить рефлекс, характерный для закономерного расположения атомов в узлах кристаллической решетки

Калориметрическии и термомагнитный анализ позволили определить температуры фазовых и магнитных превращений в интерметаллиде Ре3А1 после различных видов предварительной обработки Температура фазового превращения 003-В2 составляет 548 °С В закаленном интерметаллиде Ре3А1 наблюдается двойная точка Кюри вследствие изменения магнитных свойств при фазовом превращении Б03-В2, точка Кюри в Б03 состоянии находится при Тс ~ 533 °С В интенсивно-деформированном интерметаллиде Ре3А1 точка Кюри находится при Тс = 510 °С

Неупругость интерметаллида Ре3А1

Систематические исследования неупругих эффектов в интерметаллиде Ре3А1 после различных режимов термической обработки позволили зарегистрировать релаксационные эффекты, обозначенные как С (предположительно релаксация Снуковского типа), 3 (релаксация Зинера) и X эффект (ранее не наблюдался в интерметаллиде Ре3А1) (рис 2)

Рисунок 2 - Температурные зависимости ВТ и частоты сплава Ре-26А1 закаленного от 1000 °С а - частота = 2 Гц, б - частота f« 200 Гц

Закалка образцов от температур 900 °С и выше формирует новый релаксационный эффект в исследуемом материале, по температурному положению и значениям энергии активации лежащий выше пика С (релаксация Снуковского типа, энергия активации # = 1,15±0,02 эВ), и ниже 3 пика (релаксация Зинера, энергия активации Я = 2,40±0,04 эВ) (рис 2а) На релаксационную природу обнаруженного эффекта указывает 1) смещение максимума в сторону более высоких температур при увеличении частоты измерений (рис 26), 2) характер из-

менения частоты при температурах максимума (в соответствии с уравнением Кронига-Крамерса). Энергия активации эффекта Н = 1,60±0,02 эВ Зарегистрированный максимум может быть классифицирован как X пик, ранее наблюдавшийся в сплавах Fe-Al с концентрацией Al не менее 28 ат % Проведенные исследования и критический анализ литературы позволили определить граничные условия проявления этого эффекта в сплавах, по составу близких к стехиомет-рическому Fe-25A1 закалка от темпера гур выше 900 °С, отсутствие старения при измерениях и герцевый диапазон частот измерений В литературе существуют две точки зрения на природу X пика в Fe-Al сплавах 1) переориентация дивакансий8, 2) углеродно-вакансионный механизм^

Механизмы неупругости в Fe3AI, контролируемые диффузией углерода в твердом растворе

Проведенные исследования состава Fe3Al позволили установить, что подвижность атомов углерода в твердом растворе определяет формирование С эффекта и вносит вклад в механизм формирования X эффекта Увеличение концентрации углерода в интерметаллиде Fe ¡Al приводит к увеличению высот С и X максимумов при одинаковой термообработке Уменьшение температуры закалки вызывает уменьшение высот С и X пиков, а при закалке образцов от температур ниже 900 °С X эффект в спектре ВТ не проявляется В спектре ВТ ин-терметаллида Fe3Ai, содержащего сильные карбидообразующие элементы Ti и Nb, эффекты С и X практически полностью отсутствуют Так как проведенные эксперименты не исключают возможность вклада вакансий в эффекты, формирующиеся на релаксационном спектре ВТ, было проведено исследование сплавов методом меченых атомов. Исследование показало, что легирование интер-металлида Fe3Al титаном и ниобием не влияет существенно на концентрацию вакансий в подрешетке Fe (vacpe)

Для выявления возможности вклада вакансий в формирование С и X максимумов были проведены исследования сплавов на основе интерметаплида Fe3AI методом аннигиляции позитронов При повышении температуры нагрева под закалку от 1000 °С до 1250 °С концентрация вакансий в сплаве Fe-26Al увеличивается от 0,8 10"4 ат"1 до 1,2 Ю"4 ат"1 Повышение концентрации термических вакансий в закаленном от более высокой температуры сплаве очевидно При температуре старения 275 °С концентрация вакансий cv в Fe3Al остается практически постоянной в течение 2 ч для сплава, закаленного от 1250 °С, после чего начинает интенсивно уменьшаться (рис 3) Образец, закаленный от 1000 °С, сохраняет при 220 °С приблизительно одинаковую концентрацию вакансий в течение 10 ч

Сопоставление данных по скорости уменьшения высоты С пика и результатов, полученных методом аннигиляции позитронов, показало, что выдержка при температурах, близких к температуре проявления С максимума, приводит к

8 Schaefer H E , Damson B, Weller M, Arzt E, George E P Thermal vacancies and high-temperature mechanical properties of FeAl // Phys Stat Sol (a), 1997, vol 160,531-540

уменьшению высоты максимума на 50 % за время около 2 ч9, пока концентрация вакансий (рис 3) остается практически постоянной Выявленные количественные различия в поведении углерода и вакансий позволяют заключить, что С эффект в интерметаллиде Ре3А1, закаленном от температур 1000 °С и ниже, не зависит от концентрации вакансий и обусловлен диффузией углерода в твердом растворе

Рисунок 3 - Зависимость концентрации вакансий от времени отжига в интерметаллиде Fe-26A1, закаленном от температур 1 - 1000 °С, изотермический отжиг при 220 °С, 2 - 1250 °С, изотермический отжиг при 275 °С

Компьютерный анализ спектров релаксации интерметаллида Fe3Al и a-Fe показал, что С пик в закаленном от 1000 °С интерметаллиде Fe3Al уширен, параметр распределения времен релаксации р ~ 2 Полученные оценки эффективной энергии активации процессов Я = 0,84±0,01 эВ для a-Fe и Н= 1,15±0,02 эВ для интерметаллида Fe3Al, позволяют утверждать, что механизм С пика в интерметаллиде Fe3AI определяется термически активируемой диффузией атомов углерода под напряжением в упорядоченном твердом растворе Fe-25AI-C Разница в энергиях активации эффекта Снуковского типа в a-Fe (Я = 0,84 эВ) и в интерметаллиде Fe3Al (Н~ 1,15 эВ) объясняется дальнодействующим упругим взаимодействием атомов С и Al, которое также вносит вклад в уширение пика

Природа X релаксации носит комплексный характер, она связана 1) с углеродом, тк X пик не проявляется ни в сплавах на основе интерметаллида Fe3Al с низкой концентрацией углерода, ни в сплавах, содержащих Ti и Nb, и 2) с наличием вакансий, т к X релаксация не проявляется ни в сплавах с низкой концентрацией Al и, соответственно, низкой концентрацией структурных вакансий, ни в сплавах на основе интерметаллида Fe3Al, закаленных от температур ниже 900 °С

Значения энергии активации и параметра распределения времен релаксации X пика подтвердили комплексность процесса Я = 1,60±0,02 эВ, р ~ 1,1 Разница в энергиях активации процессов, обусловленных диффузией углерода

5 Golovin 1 S , Divinski S V , CiZek J, Prochazka I, Stem F Study of atoms diffusivity and related relaxation phenomena in Fe,AI-(Ti,Nb)-C alloys// Acta Mater, 2005, v 53, p 2581 -2594

(С эффект) и углеродно-вакансионных комплексов (X эффект), близка к энергии связи углерода и вакансии в твердом растворе Fe-C (#C-v = 0,4-0,5 эВ)10 Таким образом, наиболее вероятным механизмом X релаксации является термически активируемая диффузия под напряжением комплексов «углерод-вакансия», образующихся в сплавах со структурой твердых растворов Fe-25Al-C-v после определенных режимов термической обработки

Неупругосгь интерметаллида Fe3AI, обусловленная атомами замещения

Релаксация Зинера связана с переориентацией пар атомов замещения в подрешетке основного металла Появление этого эффекта на температурной зависимости ВТ интерметаллида Fe3Al (рис 2) также связано с закалкой от высоких температур Этот вывод сделан на основе следующих соображений В соответствии с теорией релаксации Зинера в концентрированных растворах3, высота пика Зинера

Q, ~Fo/<*.,С) (С\\-С)г)1квт) £(¿cp))\ (4)

р

где Va - молекулярный объем, значение хр~ числа межатомных связей одинаковых атомов в направлении р в кристаллической решетке при отсутствии внешних напряжений, Г-температура, къ - постоянная Больцмана, С - атомная доля растворенного элемента, функция /Cfo,C) связана со степенью порядка ЯХо,С) = 1 для разупорядоченного состояния иД^0,О = 0 для полностью упорядоченного состояния, Л"'1 = (8£/дхр)„, — коэффициенты, описывающие искажения решетки твердого раствора, е - деформация

Зинеровская релаксация невозможна в полностью упорядоченной структуре, т е когда fiXo,C) = 0 Однако, как видно из рис 2, максимум Зинера присутствует в спектре ВТ Это связано с несколькими причинами 1) в реальном материале всегда есть неупорядоченные области (дефекты, антифазные границы и т д ), 2) с ростом температуры имеет место термическое разупорядочение сплава, 3) закалка от высоких температур позволяет фиксировать не полностью упорядоченное состояние, при котором возможно наличие пар атомов Al-Al и их переориентация

В закаленном от 1000 °С интерметаллиде Fe3Al энергия активации процесса составляет Н = 2,40±0,04 эВ Термически активируемая переориентация пар атомов алюминия под напряжением является механизмом Зинеровской релаксации в интерметаллиде Fe3Ai

Низкотемпературное дислокационное ВТ в интерметаллиде Fe3Al

Эффекты неупругого поведения интерметаллида Fe3Al в килогерцовом диапазоне частот в районе температур от ■ 80 до 20 °С были зарегистрированы в состоянии после деформации изгибом (степень относительной деформации е <

Slane J A , Wolverton C, Gibala R Carbon-vacancy interactions in austenitic alloys // Mat Sci Eng A, 2004, v 370(1-2), p 67-72

2,5%)''. Авторы связали механизм данного эффекта, обозначенного как деформационный О-пик, с взаимодействием дислокационных сегментов и точечных дефектов (собственных межузельных атомов и вакансий), присутствующих в структуре после деформации.

Для проверки гипотезы о деформационной природе данного эффекта неупругости в интерметаллиде Ре3А1 в настоящей работе впервые получены и исследованы структурные характеристики и неупругие эффекты в интенсивно-деформированном сплаве Ре-26А1, с составом близким к стехиометрическому. Степень деформации после ИПД на несколько порядков выше, чем в состоянии после деформации изгибом (значение истинной логарифмической деформации в интенсивно-деформированных образцах составило е ~ 5%). Количество собственных точечных дефектов в структуре (вакансий, межузельных атомов) и дислокаций, присутствующих в материале после ИПД, позволило зарегистрировать в интерметаллиде Ре3А! группу максимумов ВТ в килогерцовом диапазоне частот при температурах ниже комнатной (рис. 4а), по степени релаксации в 10 раз превосходящую О-пик в том же материале, деформированном изгибом.

Рисунок 4 - Температурные зависимости: а - внутреннего трения Q'] (за вычетом фона) и /ре12 сплава Fe-26A1 в состоянии после ИПД (кривая 1), после ИПД и пошагового нагрева до 150 °С (кривая 2); б - высот выделенных парциальных максимумов сплава Fe-26AI после ИПД и пошаговых нагревов

Компьютерный анализ экспериментально полученных спектров ВТ сплава Fe-26AI в состоянии после ИПД и пошаговых нагревов до температур выше комнатной позволил обосновать выделение в общем спектре пяти отдельных дебаевских пиков, обозначенных как 1, 2|, 2г, 23 и 3. Энергии активации для каждого максимума были оценены по уравнению Верта-Маркса (формула 4). Средние значения энергий активации для выделенных максимумов составили: пик 1 - Я ~ 0,28 эВ, пик 2 Х~Н~ 0,40 эВ, пик 2 2 - Я ~ 0,48 эВ, пик 23 - Н ~ 0,53 эВ. В проведенных экспериментах не удалось надежно выявить зависимость температуры максимума 3 от частоты, т.е. релаксационную природу пика, поэтому вычисление энергии активации для этого парциального максимума не проводили.

Пошаговый нагрев Интенсивно-деформированного сплава Ре3А1 до температур выше комнатной позволил оценить стабильность обнаруженных релаксационных эффектов по отношению к отжигу (т е стабильность структуры сплава после ИПД) На рис 46 представлена температурная зависимость высот максимумов, определенных с помощью компьютерного анализа спектров релаксации интерметаллида Ре3А1 после ИПД и пошаговых нагревов до различных температур Пики группы 2 являются более чувствительными к нагреву по сравнению с максимумами I и 3 Высоты пиков группы 2 начинают уменьшаться уже при нагреве до температур, всего на 20 °€ превышающих комнатную Анализ спектров ТЗВТ при нагреве сплава Ре-26А1 после ИПД позволил сделать вывод при нагреве до температур 100-200 °С происходит значительное уменьшение высот выделенных максимумов, свидетельствующее об аннигиляции структурных дефектов, введенных ИПД Необратимые изменения в структуре интенсивно-деформированных материалов на основе Ре при температурах 100-200 °С ранее практически не отмечались при исследованиях другими методами

Анализ литературных данных, структуры и спектров релаксации позволил связать наблюдаемые низкотемпературные эффекты ВТ в интенсивно-деформированном интерметаллиде Ре3А1 с дислокационным внутренним трением, а именно, с максимумами типа Хасигути" в материалах после холодной пластической деформации Механизм пиков Хасигути обусловлен движением дислокаций в поле напряжения, создаваемом стабильными и нестабильными конфигурациями межузельных атомов и вакансий Предложенная гипотеза была подтверждена (глава 4) исследованиями интенсивно-деформированного интерметаллида Ре3А1, дополнительно легированного пластифицирующим элементом (хромом)

Глава 4 Влияние легирования на структуру и релаксационную неупругость в сплавах на основе интерметаллида Ре3А1

Известно, что легирование интерметаллида Ре3А! хромом в количестве 5 ат % повышает характеристики пластичности почти в два раза, что значительно расширяет возможности практического использования этого материала Легирование интерметаллида Ре3А1 кремнием при сохранении стехиометрического состава Ре3(А!,80 приводит к повышению прочностных характеристик и увеличению температуры фазового превращения Б0з-В2. Настоящее исследование имело целью определить влияние этих легирующих элементов на температурные области существования упорядоченных структур, магнитные характеристики и неупругие эффекты в сплавах на основе интерметаллида Ре3А1.

Изучение структуры сплавов Ре-20А)-58] (Ре3(А1,80) и Ре-2бА1-5Сг ((Ре,Сг)3А1) методом Г1ЭМ показали, что оба сплава в отожженом состоянии имеют при комнатной температуре структуру, упорядоченную по типу О03 Закалка от температур выше 900 °С частично разупорядочивает структуру Ре-

" Hasiguti R R , Igata N, Kamoshita G Internal friction peaks m cold-worked metals // Acta Metaliurgica 1962,v 10, p 442-447

зультаты калориметрических исследований закаленных от температур выше 900 °С сплавов Ре3(Л1,8|) и (Ре,Сг)3А1, как и в случае интерметаллида Ре3А1, позволили зарегистрировать экзотермические максимумы, связанные с «доупоря-дочением» при нагреве. Легирование интерметаллида Ре3А1 хромом в количестве 5 ат.%, за счет замещения атомов Ре атомами Сг, слабо влияет на температуру упорядочения (температура перехода 00,-02 — Т0 = 548 °С), но понижает точку Кюри (Тс ~ 370 °С). В системе Ре3(А1,80 замещение атомов А1 атомами в количестве 5 ат.% увеличивает температуру перехода 1)03-В2 (Та ~ 748 °С) и понижает точку Кюри (7с ~ 465 °С).

Рисунок 5 - Микроструктура сплавов после ИПД по данным просвечивающей электронной микроскопии (темнопольное изображение, [110](1 11)):

а - Ре-26А1; б - Fe-26Al-5Cr

Сравнение структуры сплава (Fe,Cr)3Al после ИПД со структурой интенсивно-деформированного интерметаллида Fe3Al (при одинаковых полученных значениях истинной логарифмической деформации е ~ 5%) показало, что в сплаве Fe-26Al-5Cr, как и в интерметаллиде Fe-26AI, формируется ультромел-козернистая структура, при этом размер зерен в сплаве Fe-26Al-5Cr немного больше, чем в интерметаллиде. Прерывистость колец на картине микродифракции сплава Fe-26AI-5Cr после ИПД (рис. 56) свидетельствует о меньшем разу-порядочении атомов в структуре по сравнению с полным разупорядочением структуры сплава Fe-26A1 после аналогичного режима ИПД (непрерывность контура колец на дифракционной картине, рис. 5а).

Неупругие эффекты в сплавах (Fe,Cr)3AI и Fe3(Al,Si)

Исследование релаксационных эффектов в закаленных от температур выше 900 °С сплавах на основе интерметаллида Fe3Al, дополнительно легированных хромом, показали, что введение Сг в твердый раствор Fe-Al оказывает существенное влияние на спектр релаксации. По сравнению со спектром ВТ интерметаллида Ре3А1 (рис. 2) в спектре ВТ сплава (Fe,Cr)3A! наблюдается сложный двуглавый пик ВТ (рис. 6). Компьютерный анализ ТЗВТ сплава, дополнительно легированного 5 ат.% хрома, позволил выделить в сложном платообраз-

ном пике ВТ два отдельных максимума (рис 6) с параметрами Н\ ~ 1,23 эВ, Р\ ~ 3,3, Н2~ 1,69 эВ, р2 ~ 1,7 Выделенные в спектре сплава Ре-26А1-5Сг максимумы обусловлены релаксационными процессами, аналогичными углеродному и углеродно-вакансионному эффектам в интерметаллиде Ре3А1 Энергии активации выделенных максимумов выше, чем энергии активации процессов диффузии углерода и его комплексов в интерметаллиде Ре3А1, что обусловлено дополнительным взаимодействием атомов углерода как с атомами алюминия, так и с атомами хрома

Рисунок 6 -ТЗВГ (/- 2 Гц) сплава Ре-26А1-5Сг, закаленного от 1000 °С, и ее компьютерное разделение 1 - экспериментальная ТЗВТ, 2 - фон ВТ, 3 - выделенные парциальные максимумы, 4 - суммарная расчетная кривая

Дислокационная природа низкотемпературных эффектов ВТ в интенсивно-деформированном интерметаллиде Ре3А1 находит подтверждение при исследовании сплава (Ре,Сг)3А1 после ИПД (исследовали сплавы с одинаковыми значениями истинной логарифмической степени деформации е ~ 5%) В интерметаллиде Ре3А1, дополнительно легированном хромом, наблюдались эффекты, аналогичные эффектам в сплаве стехиометрического состава (рис 7а) группа максимумов ВТ при температурах от -150 до 100 °С Сравнение стабильности выделенных пиков ВТ в сплавах Ре3А1 (рис 46) и (Ре,Сг)3А1 (рис 76) при нагреве выявило определенную разницу Зависимости высоты максимума 3 от температур пошагового нагрева в исследованных сплавах различны если в интерметаллиде Ре3А1 происходит постепенное понижение его высоты после нагрева выше 110 °С, то в сплаве Ре-26А1-5Сг наблюдается максимум на зависимости в интервале температур 100-150 °С В интерметаллиде Ре3А1 при нагреве до температур выше 200 °С пики ВТ все еще появляются в спектре, тогда как ТЗВТ сплава Ре-26А1-5С1 после нагрева до 200 "С представляет собой низкотемпературный фон ВТ без каких-либо очевидных эффектов

Наблюдалось некоторое различие в кинетике уменьшения высот максимумов группы ? в интерметаллиде Ре3А1 и сплаве Ре-26А1-5Сг 1) максимум 2/ в сплаве Ре-26А1-5Сг уже при нагреве до 50 °С наблюдается уменьшение высоты пика примерно на 50 %, тогда как в интерметаллиде Ре3А1 нагрев до 50 °С приводит к снижению высоты лишь на 25 %, 2) максимум 23 как и в случае

максимума 2, в сплаве Ре-26А1-5С1 наблюдается более резкое уменьшение высоты уже после нагрева до 30 °С

Рисунок 7 - Температурные зависимости а ~ внутреннего трения Q'] (за вычетом фона) и /рез2 сплавов Fe-26AI (кривая 1) и Fe-26Al-5Cr (кривая 2) в состоянии после ИПД и последовательного нагрева до 150 °С, б - высот выделенных парциальных максимумов сплава Fe-26Al-5Cr после ИПД и пошаговых нагревов

На основе анализа ТЗВТ, энергий активации парциальных максимумов и их поведения при пошаговом нагреве установлено, что в интерметаллиде Fe-26А1 (Fe3Al) и сплаве на его основе Fe-26AI-5Cr ((Fe,Cr)3AI) пик 1 соответствует пику типа Pd по классификации Хасигути" и обусловлен взаимодействием дислокаций с относительно стабильными конфигурациями точечных дефектов Пики группы 2 соответствуют максимумам типа Ра и Рр и обусловлены движением дислокаций в поле напряжения, создаваемом нестабильными конфигурациями точечных дефектов, в частности отрывом геометрических перегибов на невинтовых дислокациях от неподвижных точечных дефектов и увлечением собственных точечных дефектов подвижными дислокационными сегментами Это предположение позволяет объяснить большое затухание в области пика 23 в спектре сплава Fe-26Al-5Cr по сравнению со сплавом Fe-26AI' легирование ин-терметаллида Fe3Al хромом облегчает поперечное скольжение дислокаций и, таким образом, увеличивает подвижность дислокационных сегментов Природа пика 2г может быть связана с движением дислокаций в условиях высокой плотности перегибов и высокого уровня внутренних напряжений, что характерно для структуры после ИПД Параметры пика 3 позволяют связать его природу с механизмом, аналогичным механизму у-пика, обусловленного образованием двойных перегибов на винтовых дислокациях'2 Пик 3 постепенно исчезает при пошаговом нагреве до температур выше 110 "С, что также характерно для у-пика1

12 Seeger A Progress and problems in the understanding of the dislocation relaxation processes in metals // Mater Sci Eng, 2004, v A 370, p 50-66

Влияние кремния на механизм формирования высокотемпературного спектра релаксации изучено на примере сплава Ре3(А1,80 с 5 ат % 81 Легирование интерметаллида Ре3А1 кремнием приводит к увеличению температуры упорядочения до ~ 750 °С Эффект Зинера в сплаве Ре3(А1,81), в отличие от интерметаллида Ре3А1г наблюдается в области температур значительно ниже температуры превращения 0(Ь-В2, т е в Э03 области (в интерметаллиде Ре3А1 температура Зинеровской релаксации близка к температуре 003-В2 перехода)

Применение различных режимов термообработки позволило выделить в низкочастотном спектре ВТ сплава Ре-20А1-581 в интервале температур от 400 до = 700 °С вклад нескольких эффектов высокотемпературного фона, Зинеров-

Рисунок 8 - Температурные зависимости а - внутреннего трения Q"' (после вычета фона ВТ при 400 °С) сплава Fe-20Al-5Si в различных структурных состояниях (f~ 2 Гц) 1 - литое, после закалки от 2 - 700 °С, 3 - 1050 °С, 4 -1250 °С, 5 - после закалки от 1250 °С и старения в течение 3 часов при 600 °С, б - размера зерна (d), высоты пика Зинера (Q3"') и значения ВТ при 650 °С (Q6S0~ ') сплава Fe3(A!,Si)

При повышении температуры нагрева под закалку сплава Fe3(Al,Si) наблюдается понижение высокотемпературного фона и появление пика при 545 °С (/ ~ 1 Гц), который отсутствует на ТЗВТ сплава, состаренного в течение 3 часов при 600 °С с последующим охлаждением в печи (рис 8а) В спектре ВТ сплава Fe-20Al-5Si в литом состоянии при ~ 660 °С наблюдается максимум ВТ (рис 8а, кривая 1) Этот максимум является примесным зернограничным максимумом Зернограничная природа эффекта подтверждается характером изменений зависимостей размера зерна и значения ВТ при 650 °С от температуры закалки (рис 86). Рост зерна начинается при температурах закалки выше 1000 °С, что соответствует изменению углового коэффициента зависимости величины ВТ при 650 °С (£650"')

В интерметаллиде Fe3(Al,Si), закаленном от температур 900 °С и выше, на ТЗВТ отчетливо наблюдается пик ВТ при 545 °С (f~ 2 Гц) (рис 8а) Данный максимум является пиком Зинера, что подтверждается следующим 1) высота максимума увеличивается с повышением температуры нагрева под закалку (т е

с уменьшением степени упорядоченности) (рис 86), 2) пик практически не проявляется на ТЗВТ сплава, состаренного в течение 3 часов при температуре 600 °С (т е упорядоченного) (рис 8а, спектр 5) Параметры релаксации Зинера в интерметаллиде Fe3(Al,Si) Я = 2,51±0,03 эВ, т0 = 3,7 10"17 z,ß~ 1,12 Сравнение параметров распределения времен релаксации Зинеровского эффекта в сплавах Fe3Al (ß~ 0,30) и Fe3(AI,Si) (ß ~ 1,12) показало, что механизм эффекта в ингер-металлиде, дополнительно легированном кремнием, не может быть описан только переориентацией пар атомов Al-Al Компьютерный анализ, проведенный в предположении наличия нескольких максимумов с ß = 0 в спектре Зине-ровской релаксации сплава Fe3(AI,Si), позволил выделить 2 парциальных пика с энергиями активации Н~ 2,45 эВ и Н~ 2,97 эВ, эти значения близки к энергиям активации эффектов Зинера в бинарных сплавах Fe-Al и Fe-Si На основании анализа сделан вывод о механизме релаксации Зинера в сплаве Fe3(Al,Si) термически активируемая переориентация пар атомов Al-Al и Si-Si в поле приложенных напряжений

Заключение и выводы

Работа посвящена актуальному вопросу физического металловедения -формирование структуры и свойств упорядочивающихся сплавов на основе ОЦК железа Методами просвечивающей электронной микроскопии, рентгено-структурным, калориметрическим и термомагнитным анализом, методами аннигиляции позитронов, меченых атомов и механической спектроскопии проведено комплексное исследование структуры и свойств интерметаллида Fe3Al и сплавов на его основе после различных режимов термической и механической обработки На основе полученных данных установлены механизмы неупругих эффектов в сплавах на основе интерметаллида Fe3Al Совокупность проведенных исследований расширяет и обобщает существующие представления о кооперативном движении дефектов кристаллической структуры в сложных системах (комплексных твердых растворах внедрения-замещения-вычитания)

В целом, по работе могут быть сделаны следующие выводы:

1 Результаты структурных исследований показали, что закалка в воду от температур выше 900 °С позволяет частично разупорядочить D03 структуру сплавов на основе интерметаллида Fe3Al Интенсивная пластическая деформация кручением под высоким давлением приводит к полному разупорядочению и понижает точку Кюри Дополнительное легирование интерметаллида Fe3Al хромом в количестве 5 ат % слабо влияет на температуру упорядочения (температура перехода D03 В2 - 548 °С) и понижает точку Кюри (Тс ~ 370 °С) Легирование интерметаллида Fe3Al кремнием в количестве 5 ат % вызывает увеличение температуры упорядочения (7"0 ~ 748 °С) и понижает точку Кюри (Тс ~ 465 °С)

2 В интерметаллиде Fe3Al, закаленном от температур, соответствующих В2- и А2-областям диаграммы состояния, в герцевом и килогерцовом диапазонах частот при температурах выше комнатной протекают несколько релаксационных процессов с энергиями активации (Я) около 1,15 эВ, 1,60 эВ (для Fe3Al

обнаружен впервые) и 2,40 эВ Идентифицированы механизмы этих релаксационных процессов Определены условия проявления релаксационного эффекта с энергией активации ~ 1,60 эВ в интерметаллиде Fe-25Al закалка от температур выше 900 °С и отсутствие старения при измерениях

3 Релаксационный процесс с энергией активации Н= 1,15±0,02 эВ обусловлен термически активируемой диффузией углерода в твердом растворе Fe-25 А1-С в поле приложенных напряжений (релаксация Снуковского типа) Это подтверждается зависимостью степени релаксации от концентрации углерода в твердом растворе, отсут ствием эффекта в сплавах, содержащих сильные карби-дообразующие элементы Ti и Nb, отсутствием заметного влияния вакансий на эффект Энергия активации релаксации Снуковского типа в сплавах на основе интерметаллида Fe3Al выше, чем в a-Fe вследствие упругого взаимодействия атомов С и Al

4 Механизмом релаксационного процесса с энергией активации H = 1,60±0,02 эВ в интерметаллиде Fe3A! является термически активируемая переориентация комплексов «углерод-вакансия» под напряжением, образующихся при высокой концентрации структурных и термический вакансий Эффект не проявляется в спектре ВТ при низкой концентрации термических вакансий и отсутствует в сплавах, содержащих сильные карбидообразующие элементы Ti и Nb Разница в энергиях активации процессов, обусловленных диффузией углерода и углеродно-вакансионных комплексов, соответствует энергии связи углерода и вакансии (#c.v ~ 0,4-0,5 эВ)

5 Установлено влияние дополнительного легирования интерметаллида хромом (Fe,Cr)3Al на протекание процессов, обусловленных диффузионной подвижностью углерода и его комплексов Легирование интерметаллида Ре3А1 хромом в количестве 5 ат % приводит к увеличению энергий активации процессов термически активируемой диффузии С и комплексов C-v в поле приложенных напряжений (Нс ~ 1,23 эВ, Нс.у ~ 1,69 эВ)

6 В тройных Fe-Al-Si сплавах имеет место суперпозиция зерногранич-ной, Зинеровской релаксаций и высокотемпературного фона в температурном спектре внутреннего трения выше 400 °С Механизм релаксации Зинера в Fe-Al-Si сплавах с общей концентрацией легирующих элементов 25 ат % является комплексным С помощью компьютерного анализа в спектре релаксации Зинера выделены два максимума, обусловленные переориентацией пар атомов Al-Al и Si-Si Энергии активации выделенных максимумов H ~ 2,45 эВ и H ~ 2,97 эВ близки к энергиям активации релаксации Зинера в бинарных сплавах систем Fe-Al и Fe-Si Механизмом Зинеровской релаксации в сплаве Fe3(Al,Si) является термически активируемая переориентация пар атомов Al-Al и Si-Si в поле приложенных напряжений

7 Впервые осуществлена деформация и проведено исследование интенсивно-деформированного интерметаллида железа Fe3Al В килогерцовом диапазоне частот в области температур ниже комнатной обнаружена группа максимумов внутреннего трения Компьютерный анализ позволил выделить в общем спектре 5 отдельных максимумов с энергиями активации от » 0,25 до ~ 0,55 эВ

Механизмы эффектов связаны с движением дислокаций в поле напряжения, создаваемом стабильными и нестабильными конфигурациями точечных дефектов в сплавах на основе Ре3А1 после интенсивной пластической деформации Анализ поведения максимумов при пошаговом нагреве показал, что при нагреве до температур ниже 200 °С интенсивно-деформированного интерметаллида Ре3А1 происходит аннигиляция значительной части структурных дефектов, т е ранние стадии процессов возврата начинаются при температурах ниже 200 °С

По материалам диссертации опубликованы следующие работы

1 Павлова Т С , Головин И С , Гундеров Д В , Зимерс К Влияние интенсивной пластической деформации на структуру и низкотемпературное внутреннее трение Fe3AI и (Fe Cr)3AI // ФММ, 2008, т 105(1), с 41-49

2 Golovin I S , Pavlova Т S , Golovina S В , Sinning Н -R, Golovin S A Effect of severe plastic deformation on internal friction of an Fe~26 at % A1 alloy and titanium // Materials Science Engineering A, 2006, v 442, p 165-169

3 Pavlova T S, Golovin I S , Sinning H -R, Golovin S A, Siemers С Internal friction in Fe-Al-Si alloys at elevated temperatures // Intermetalhcs, 2006, v 14(10-11), p 1238-1244

4 Golovm I S , Pavlova T S , Grusewski С, Ivanisenko Y , Gunderov D V Mechanical spectroscopy of high pressure torsion detormed Fe-based alloys and Ti // In Nanomaterials by severe plastic deformation, Trans Tech Publications, Materials Science Forum, 2006, v 503-504, p 745-750

5 Pavlova T S, Golovina S В , Divinski S V, Golovin I S Study of Fe3Al-based alloys by internal friction and 59Fe radiotracer diffusion measurements // Defect and Diffusion Forum, 2005, v 237-240, p 1258-1263

6 Golovin IS Golovina SB, Strahl A, Neuhauser H, Pavlova TS, Golovm S A , Schaller R Anelasticity of Fe3AI intermetallic compounds // Scupta Materiaiia, 2004, v 50(8), p 1187-1192

7 Павлова T С, Головин И С Высокотемпературная релаксация в сплаве системы Fe-Al-Si // Известия ТулГУ, серия материаловедение Вып 5, 2004, с 48-55

8 Головин И С , Павлова Т С, Головин С А Исследование неупругости в тройных Fe-Al-X (X = Cr, Ti, Nb) сплавах // Известия ТулГУ, серия материаловедение Вып 4, 2003, с 9-21

9 Павлова Т С, Поздова Т В, Головин ИСК вопросу о внутреннем трении сплава Fe-25%A1 // Известия ТулГУ, сер Материаловедение, 2002, Вып 2 С 95-96

Т С ПАВЛОВА Автореферат

Изд лиц ЛР №020300 от 12 02 97 Подписано в печать 8 04 2008 Формат бумаги 60x84 Бумага офсетная

Усл-печ л 1,3 Уч-изд л 1,2 Тираж 100 экз Заказ ОЛ9

Тульский государственный университет 300600, г Тула, просп Ленина, 92

Отпечатано в Издательстве ТулГУ 300600, г Тула, ул Болдина, 151

Введение.

Глава 1 Состояние вопроса.

1.1 Бинарные упорядочивающиеся сплавы системы Fe-Al.

1.1.1 Виды сверхструктур и фазовые превращения в сплавах на основе интерметаллида Fe3 Al.:

1.1.2 Особенности атомного строения и механические свойства сплавов на основе интерметаллида РезА1.

1.2 Основы теории неупругости.

1.3 Неупругие явления в склонных к упорядочению сплавах на основе состава Fe3Al.

1.4 Тройные сплавы на основе состава РезА1.

1.5 Выводы по главе. Постановка задач исследования.

Глава 2 Материалы и методики исследования.

2.1 Обоснование выбора объектов исследования.

2.2 Методы исследования.

2.2.1 Структурные методы исследования.

2.2.2 Метод механической спектроскопии.

2.2.3 Обработка результатов эксперимента.

2.2.4 Компьютерный анализ спектров релаксации.

2.3 Выводы по главе.

Глава 3 Механизмы релаксационных процессов в склонных к упорядочению сплавах на основе интерметаллида Без Al.

3.1 Влияние исходной обработки на структуру сплавов на основе интерметаллида Fe3Al.

3.2 Неупругость сплавов на основе интерметаллида Fe3Al.

3.2.1 Механизмы неупругости в Fe3Al, контролируемые диффузией углерода в твердом растворе.

3.2.2 Неупругостъ интерметаллида Без AI, обусловленная атомами замеще

3.2.3 Низкотемпературное дислокационное ВТ в интерметаллиде Fe3Al.

3.3 Выводы по главе.

Глава 4 Влияние легирования на структуру и релаксационную неупругость в сплавах на основе интерметаллида Fe3AI.

4.1 Влияние легирования на структуру и температуры превращений в интерметаллиде Fe3Al.

4.2 Релаксационные эффекты в сплавах на основе интерметаллида БезА!, дополнительно легированных хромом и кремнием.

4.2.1 Механизмы релаксационных эффектов в сплавах тройных систем Fe-Al-Cr и Fe-Al-Si.

4.2.2 Особенности высокотемпературного ВТ в сплавах на основе интерметаллида БезА!, дополнительно легированного кремнием.

4.2.3 Влияние хрома на низкотемпературное дислокационное ВТ в интерметаллиде Fe3 AI.

4.3 Выводы по главе.

Явление упорядочения в сплавах на основе ОЦК железа привлекает внимание в связи с практической и научной значимостью: фазовые переходы порядок-беспорядок определяют формирование многих свойств сплавов [1,2]. Развитие представлений о структуре и свойствах упорядочивающихся сплавов на основе ОЦК железа является актуальным вопросом физического металловедения.

Процесс упорядочения и образование упорядоченных сверхструктур характерны для следующих систем на основе ОЦК железа: Fe-Al, Fe-Si, Fe-Co, FeGe, Fe-Ga, Fe-Be [3]. Среди указанных систем перспективными для промышленного применения являются сплавы системы Fe-Al, т.к. они обладают уникальным сочетанием свойств: высокая прочность и твердость, стойкость в коррозионной и сульфидной средах, низкая плотность и стоимость производства [4-9]. В сплавах системы Fe-Al при упорядочении образуются сверхструктуры, которые наиболее распространены в упорядочивающихся сплавах на основе ОЦК железа [3]. Эти сверхструктуры соответствуют составам FeAl (сверхструктура В2) и Fe3Al (сверхструктура DO3). Интерметаллид Fe3Al является хорошим модельным сплавом системы Fe-Al вследствие двухстадийного характера установления дальнего порядка: при понижении температуры из неупорядоченного твердого раствора Fe-Al образуется сверхструктура типа В2, которая при понижении температуры переходит в сверхструктуру типа D03. Таким образом, в зависимости от температуры, интерметаллид Fe3Al может иметь оба типа наиболее распространенных в сплавах на основе ОЦК железа сверхструктур: В2 или DO3.

Образование упорядоченной сверхструктуры D03 обусловливает экстремальные механические свойства сплавов не основе интерметаллида Fe3Al при комнатной температуре и определяет области промышленного применения этих материалов [2, 3]. Сплавы на основе интерметаллида Fe3Al применяются в качестве материала, работающего в условиях динамических нагрузок, для изготовления лопаток газовых турбин авиадвигателей и производства дисков регенераторов автомобильных газотурбинных систем; как заменители нержавеюч щей стали в системе выхлопа [8, 9]; в качестве магнитострикционного материала в сердечниках магнитомеханических преобразователей ультразвуковой техники [10]. Сплавы на основе интерметаллида Ре3А1 образуют класс относительно легких конструкционных недорогостоящих материалов, предназначенных для работы при температурах до 680 °С [11].

Ограничения при производстве и эксплуатации связаны с низкой пластичностью интерметаллида Ре3А1 при комнатных температурах (5 < 4 %) [12] и с нестабильностью структуры при повышенных температурах. Повышение пластичности Ре3А1 возможно посредством дополнительного легирования, например хромом, и управлением размером зерна [13,14]. Получение мелкозернистой структуры возможно при применении особых методов литья или деформирования, например, литья из расплава [15] или интенсивной пластической деформации (ИПД) [16]. Нестабильность структуры при повышенных температурах связана с изменением физических и механических свойств интерметаллида Ре3А1 при фазовом превращении Б03-В2. Частичная замена А1 на в интерме-таллиде РезА1 повышает температуру фазового перехода и стабильность Б03 структуры [3].

Неупругая деформация, возникающая при динамическом нагружении изделий из интерметаллида Ре3А1, и указанные ограничения при его эксплуатации делают очевидной необходимость исследования структуры и выявления механизмов неупругих процессов в этом материале. Метод механической спектроскопии позволяет изучать неупругие эффекты, обусловленные поведением точечных и линейных дефектов кристаллической структуры [17]. В сочетании со структурными методами исследования он позволяет расширить представления о строении изучаемых объектов.

Актуальность исследований интерметаллида РезА1 и сплавов на его основе обусловлена необходимостью определения механизмов неупругих процессов, оказывающих влияние на стабильность упорядоченной структуры при нагреве и, соответственно, на формирование свойств. Результаты таких исследований способствуют расширению возможностей применения интерметаллида Ре3А1 в качестве основы для конструкционного материала и оптимизации условий эксплуатации сплавов на его основе. Полученные закономерности могут быть полезны при изучении и прогнозировании свойств интерметаллидов на основе ОЦК железа, склонных к упорядочению.

Оценка степени научной разработанности проблемы структурообразова-ния и неупругих процессов в интерметаллиде РезА1 выявила вопросы, требующие решения или уточнения:

- недостаточно полно изучена структура сплавов на основе интерметаллида Ре3А1, в том числе и легированных третьим компонентом, в неравновесном (закаленном или деформированном) состоянии;

- неупругие эффекты и их механизмы в интерметаллиде РезА1 изучены не в полной мере и требуют систематических исследований и обоснования;

- практически отсутствуют данные по влиянию третьего элемента (хрома или кремния) на неупругость железоалюминида.

Нерешенные вопросы позволили определить цель работы, установление закономерностей структурообразования и механизмов неупругости, обусловленных перераспределением точечных дефектов и атомно-дислокационным взаимодействием в сплавах на основе интерметаллида РезА1.

Цель работы и анализ состояния вопроса позволили поставить задачи исследования:

- определение влияния режимов термической обработки, ИПД и легирования хромом и кремнием на структуру и температуры превращений в интерметаллиде РезА1;

- исследование температурных зависимостей внутреннего трения (ВТ), отвечающих различным составам и режимам термической обработки и ИПД сплавов на основе интерметаллида РезА1, в интервале температур от -190 °С до 650 °С в герцевом и килогерцовом диапазонах частот;

- обоснование механизмов релаксационных процессов в интерметаллиде БезА1 и сплавах Fe-Al-Cr, Fe-Al-Si на основе комплексного анализа данных.

Для решения поставленных задач было проведено систематическое исследование интерметаллида РезА1 и легированных хромом и кремнием сплавов на его основе методами механической спектроскопии (MC), просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ), рентгеноструктурного, калориметрического и термомагнитного анализов, аннигиляции позитронов и меченых атомов. Проведенные исследования выявили новые релаксационные эффекты в интерметаллиде Fe3Al в различных состояниях и позволили установить их механизмы; были определены особенности структурообразования в интенсивно-деформированных сплавах на основе интерметаллида и т.д. С практической точки зрения, полученные результаты представляют интерес 1) для оптимизации условий эксплуатации изделий из сплавов на основе интерметаллида Fe3Al, в том числе легированных третьим компонентом, 2) для использования интенсивно-деформированного интерметаллида с субмикрокристаллической структурой в качестве альтернативы используемой в промышленности микрокристаллической ленте, полученной литьем из расплава, 3) для использования РезА1 в качестве материала с определенным уровнем демпфирующей способности в заданных температурных областях и т.д. Результаты исследования упругих и демпфирующих свойств сплавов на основе интерметаллида РезА1 использованы в справочной литературе [18] и курсе «Механическая спектроскопия» для студентов физических специальностей Тульского государственного университета.

Научные и практические разработки по теме диссертации выполнялись в отраслевой лаборатории "Физика металлов и прочность" Тульского государственного университета в соответствии с тематическим планом НИР (темы 2201, 28-06), координируемым Министерством образования РФ, и в лабораториях исследования структуры и неупругих свойств Института Материалов и Института физики твердого тела Технического Университета Брауншвайга в рамках программ DAAD (Deutscher Akademischer Austauschdienst) и INTAS-2005 (International Association for the promotion of co-operation with scientists from the New Independent States).

Автор выражает благодарность своему научному руководителю профессору, д.ф.-м.н. Головину И.С., научному консультанту профессору, д.т.н. Головину С.А. за постоянное внимание к работе, дискуссии и совместные публикации; профессорам Х.-Р. Зиннигу и X. Нойхойзеру за образцы, научные дискуссии и возможность проведения исследований в Техническом Университете Брауншвайга; докт. А. Штралю за совместное проведение экспериментов и научные дискуссии; сотрудникам кафедр "Физика металлов и материаловедение", "Физика" Тульского государственного университета и Института Материалов, Института физики твердого тела Технического Университета Брауншвайга за помощь в проведении исследований и обсуждение результатов.

1 Состояние вопроса

Основные выводы по работе

1. Результаты структурных исследований показали, что закалка в воду от температур выше 900 °С позволяет частично разупорядочить 003 структуру сплавов на основе интерметаллида Ре3А1. Интенсивная пластическая деформация кручением под высоким давлением приводит к полному разупорядочению и понижает точку Кюри. Дополнительное легирование интерметаллида Ре3А1 хромом в количестве 5 ат.% слабо влияет на температуру упорядочения (температура перехода 003-В2 - 548 °С) и понижает точку Кюри (7с ~ 370 °С). Легирование интерметаллида Ре3А1 кремнием в количестве 5 ат.% вызывает увеличение температуры упорядочения (Т0 ~ 748 °С) и понижает точку Кюри (Тс ~ 465 °С).

2. В интерметаллиде Ре3А1, закаленном от температур, соответствующих В2- и А2-областям диаграммы состояния, в герцевом и килогерцовом диапазонах частот при температурах выше комнатной протекают несколько релаксационных процессов с энергиями активации (Н) около 1,15 эВ, 1,60 эВ (для Ре3А1 обнаружен впервые) и 2,40 эВ. Идентифицированы механизмы этих релаксационных процессов. Определены условия проявления релаксационного эффекта с энергией активации ~ 1,60 эВ в интерметаллиде Fe-25A1: закалка от температур выше 900 °С и отсутствие старения при измерениях.

3. Релаксационный процесс с энергией активации Н = 1,15±0,02 эВ обусловлен термически активируемой диффузией углерода в твердом растворе Fe-25А1-С в поле приложенных напряжений (релаксация Снуковского типа). Это подтверждается зависимостью степени релаксации от концентрации углерода в твердом растворе; отсутствием эффекта в сплавах, содержащих сильные карби-дообразующие элементы Ti и Nb; отсутствием заметного влияния вакансий на эффект. Энергия активации релаксации Снуковского типа в сплавах на основе интерметаллида РезА1 выше, чем в a-Fe, вследствие упругого взаимодействия атомов С и Al.

4. Механизмом релаксационного процесса с энергией активации Н = 1,60±0,02 эВ в интерметаллиде РезА1 является термически активируемая переориентация комплексов «углерод-вакансия» под напряжением, образующихся при высокой концентрации структурных и термических вакансий. Эффект не проявляется в спектре ВТ при низкой концентрации термических вакансий и отсутствует в сплавах, содержащих сильные карбидообразующие элементы Ti и Nb. Разница в энергиях активации процессов, обусловленных диффузией углерода и углеродно-вакансионных комплексов, соответствует энергии связи углерода и вакансии (#c-v = 0,4-0,5 эВ).

5. Установлено влияние дополнительного легирования интерметаллида хромом (Fe,Cr)3Al на протекание процессов, обусловленных диффузионной подвижностью углерода и его комплексов. Легирование интерметаллида РезА1 хромом в количестве 5 ат.% приводит к увеличению энергий активации процессов термически активируемой диффузии С и комплексов C-v в поле приложенных напряжений (Не ~ 1,23 эВ, Яс-У ~ 1,69 эВ).

6. В тройных Fe-Al-Si сплавах имеет место суперпозиция зерногранич-ной, Зинеровской релаксаций и высокотемпературного фона в температурном спектре внутреннего трения выше 400 °С. Механизм релаксации Зинера в Fe-Al-Si сплавах с общей концентрацией легирующих элементов 25 ат.% является комплексным. С помощью компьютерного анализа в спектре релаксации Зинера выделены два максимума, обусловленные переориентацией пар атомов Al-Al и Si-Si. Энергии активации выделенных максимумов H ~ 2,45 эВ и H ~ 2,97 эВ близки к энергиям активации релаксации Зинера в бинарных сплавах систем Fe-Al и Fe-Si. Механизмом Зинеровской релаксации в сплаве Fe3(Al,Si) является термически активируемая переориентация пар атомов Al-Al и Si-Si в поле приложенных напряжений.

7. Впервые осуществлена деформация и проведено исследование интенсивно-деформированного интерметаллида железа Fe3Al. В килогерцовом диапазоне частот в области температур ниже комнатной обнаружена группа максимумов внутреннего трения. Компьютерный анализ позволил выделить в общем спектре 5 отдельных максимумов с энергиями активации от ~ 0,25 до = 0,55 эВ. Механизмы эффектов связаны с движением дислокаций в поле напряжения, создаваемом стабильными и нестабильными конфигурациями точечных дефектов в сплавах на основе РезА1 после интенсивной пластической деформации. Анализ поведения максимумов при пошаговом нагреве показал, что при нагреве до температур ниже 200 °С интенсивно-деформированного интерметаллида РезА1 происходит аннигиляция значительной части структурных дефектов, т.е. ранние стадии процессов возврата начинаются при температурах ниже 200 °С.

Заключение

Работа посвящена актуальному вопросу физического металловедения — формирование структуры и свойств упорядочивающихся сплавов на основе ОЦК железа. Методами просвечивающей электронной микроскопии, рентгено-структурным, калориметрическим и термомагнитным анализом, методами аннигиляции позитронов, меченых атомов и механической спектроскопии проведено комплексное исследование структуры и свойств интерметаллида Ре3А1 и сплавов на его основе после различных режимов термической и механической обработки. На основе полученных данных установлены механизмы неупругих эффектов в сплавах на основе интерметаллида Ре3А1. Совокупность проведенных исследований расширяет и обобщает существующие представления о кооперативном движении дефектов кристаллической структуры в сложных системах (комплексных твердых растворах внедрения-замещения-вычитания).

1. Хачатурян А.Г. Теория фазовых превращений и структура твердых растворов. -М.: Наука, 1974. 384 с.

2. Упорядочение атомов и свойства сплавов / Под ред. Смирнова A.A. Киев: Наукова думка, 1979, 372 с.

3. Глезер A.M., Молотилов Б.В. Упорядочение и деформация сплавов железа. -М.: Металлургия, 1984,168 с.

4. Прецизионные сплавы / Под ред. Молотилова Б.В. — М.: Металлургия, 1974, 446 с.

5. Кекало И.Б., Самарин Б.А. Физическое металловедение прецизионных сплавов. Сплавы с особыми магнитными свойствами: Учебник для вузов. — М.: Металлургия, 1989,496 с.

6. Банных O.A., Поварова К.Б. Перспективы создания жаропрочных и жаростойких сплавов и интерметаллических соединений // Новые металлические материалы. Киев: ИЭС им. Е.О. Патона, 1989, с .29-33.

7. Hunt Margaret. The promise of intermetallics // Mater. Eng., 1990, v. 107(3), p. 36-39.

8. Processing, properties and applications of iron aluminides. Eds.: Schneibel J. H., Crimp M.A. TMS Publication, Warrendale, 1994.

9. Deevi C., Monis D.G., Sikka V.K., Schneibel J.H. Iron aluminides: alloy design, processing, properties and applications // Mater. Sei. Eng., v. A208, 1998.

10. Кекало И.Б., Введенский В.Ю., Нуждин Г.А. Магнитострикционный сплав состава Fe-12 % Al // В кн.: "Микрокристаллические магнитно-мягкие материалы". — Москва, 1999,167 с.

11. Суперсплавы II: Жаропрочные материалы для аэрокосмических и промышленных энергоустановок / Под. ред. Симса Ч.Т. и др.: Пер. с англ. В 2-х книгах. Кн. 2. / Под ред. Шалина Р. Е. М.: Металлургия, 1995,384 с.

12. Sikka V.K., Viswanathan S., McKaamey C.G. Development and commercialization status of Fe3Al based inteimetallic alloys // Struct. Intermetallics: Champion, 1993, p. 26 - 30.

13. Гудремон Э. Специальные стали. M.: Гос. науч. - техн. изд - во лит. по чёр. и цв. металлургии, 1960. Т. 1 и 2. - 1638 с.

14. McKamey C.G., Horton J. A., Liu С.Т. Effect of chromium on room temperature ductility and fracture mode in Fe3Al // Scr. Metal., 1988, v. 22, p. 1679-1681.

15. Скаков Ю.А., Крапошин B.C. В кн. Итоги науки и техники. Металловедение и термическая обработка. М.: ВИНИТИ, 1981, с. 3-78.

16. Valiev R.Z., Estrin Y., Horita Z. Producing bulk ultrafine-grained materials by severe plastic deformation // JOM, 2006, p. 33-39.

17. Schaller R., Fantozzi G., Gremaund G. (Eds.) Mechanical spectroscopy Q"1 2001. Zurich: Trans Tech Publ, 2001,268 p.

18. Blanter M.S., Golovin I.S., Neuhäuser H, Sinning H.-R. Internal friction in metallic materials. A Handbook. Springer, 2007, 542 p.

19. Intermetallic compounds. Principles and practice. Eds. Westbrook J.H., Fleisher R.L. N.Y. John Wiley and Sons, 1995.

20. Hehenkamp Th., Scholz P., Köhler В., Kerl R. Vacancy formation and diffusion in Fe-Al alloys. Defect and Diffusion Forum, 2001, v. 194-199, p. 389-394.

21. Головин И.С. К вопросу о природе релаксационных пиков в системе Fe-Al. Труды международной конференции «Взаимодействие дефектов и неупругие явления в твердых телах», Тула, 2002, с. 47-54.

22. Kubaschewski О. Iron-binary phase diagrams. Springer-Verlag, 1982, 185 p.

23. Власова E.H. Доменная структура и ближний порядок в сплавах Fe-Al с большим содержанием алюминия // ФММ, 1968, т. 26, с. 500-502.

24. Thomas Н. // Z. Metallkunde, 1950, v. 41, р. 185.

25. Ландау Л.Д., Лифшиц Е.М. Статистическая физика. М.: Наука, 1976, 4.1, т.5.

26. Bradley A.J., Jay А.Н. // Proc. Roy. Soc., 1932, v. A 136, p. 210-231.

27. Bradley A.J., Jay A.H. // J. Iron Steel Inst., 1932, v. 125, p. 339-418.

28. Swann P.R., Duff W.R., Fisher R.M. The electron metallography of ordering reactions in Fe-Al alloys // Met. Trans., 1972, v. 3, p. 409-419.

29. Okamoto H., Beck P.A. Phase relationships in the iron-rich Fe-Al alloys // Met. Trans., v. 2,1971, p. 569-574.

30. Warlimont H. // Z. Metallk., 1969, v. 60, p. 195.

31. Inden G., Pepperhoff W. Comparison between Monte Carlo and cluster variation method calculations in the BCC Fe-Al system including tetrahedron interactions// Z. Metallk., 1990, v. 81, p. 770.

32. Semenovskaya S.V. The Application of X-ray diffuse scattering to the calculation of the Fe-Al equilibrium diagram // Phys. Stat, sol., 1974, v. 64b, p. 291303.

33. Köster W., Gödecke T. Physikalische messungen an eisen-aluminiumlegierungen mit 10 bis 50 at.-% Al. // Z. Metallk., 1980, v. 71, n. 12, p. 765769.

34. Taylor A., Jones R.M. Constitution and magnetic properties of iron-rich iron-aluminium alloys // J. Phys. Chem. Solids, 1958, v. 6, p. 16-37.

35. Sykes S., Evans H. Transformation in iron-aluminium alloys // J. Iron Steel Inst., 1935, v. 131, p. 225-247.

36. Wolff J., Franz M., Broska A., Köhler B., Hehenkamp Th. Defect types and defect properties in Fe-Al alloys // Mat. Sei. and Eng., 1997, v. A239-240, p. 213219.

37. Morris M.A., George O., Morris D.G. Vacancies, vacancy aggregates and hardening in FeAl // Mat. Sei. and Eng., 1998, v. A258, p. 99-107.

38. Kratochvil P., Hanus P., Novotna Z. Hardening by thermal vacancies in the B2 region of the Fe-Al phase diagram // Phys. Stat. Sol., 2000, v. b222, p. 35.

39. Schaefer H.E., Damson B., Weller M., Arzt E., George E.P. Thermal vacancies and high-temperature mechanical properties of FeAl // Stat. Sol. (a), 1997, v. 160, p. 531-540.

40. Chang Y.A., Pike L.M., Liu C.T., Bilbrey A.R, Stone D.S. Correlation of the hardness and vacancy concentration in Fe-Al // Intermetallics, 1993, v. 1, p. 107-115.

41. Jin-Hwa Song, Tae KwonHa, Young Won Cyang. Anomalous temperature dependence of flow stress in a Fe3Al Alloy // Scr. Mater., 2000, v. 42, p. 271-276.

42. Brinck A., Neuhäuser H. On the temperature dependence of the yield stress in Fe3Al single crystals in the range of300 to 500 К // Intermetallics, 2000, v. 8, p. 1019-1024.

43. Kettner U., Rehfeld H., Engelke C., Neuhäuser H. A comparison of the plastic behaviour of Fe3Al and Fe3Si in the temperature range of300-973 К // Intermetallics, 1999, v. 7, p. 405-414.

44. Baker K., Yang Y. On the yield stress anomaly in stoichiometric FeAl // Mat. Sei. and Eng, 1997, v. A239-240, p. 109-117.

45. Morris D.G, Liu C.T, George E.P. Pinning of dislocations and the origin of the stress anomaly in Fe-Al alloys // Intermetallics, 1999, v. 7, p. 1059-1068.

46. StoloffN.S. Iron aluminides: present status and future prospects // Mat. Sei. and Eng., 1998, v. A258, p. 1-14.

47. Зинер К. Упругость и неупругость металлов. М.: ИЛ, 1954, 394 с.

48. Давиденков H.H. Обзор о рассеянии энергии при вибрациях // Журнал технической физики, 1938, т. VIII, вып. 6, с. 247-263.

49. Новик А, Берри Б. Релаксационные явления в кристаллах. М.: Атомиз-дат, 1975,472 с.

50. Granato А, Lücke К. Theory of mechanical damping due to dislocations // J. Appl. Phys., 1956, v. 27, n. 5, p. 583-593.

51. Snoek J. Effect of small quantities of carbon and nitrogen on the elastic and plastic properties of iron // Physica, 1941, v. 8, p. 711-733.

52. Köster W, Bangert L., Hahn R. // Arch. Eisenhuttenw, 1954, v. 25, p. 569.

53. Bordoni P.G. Teoria della dissipazione elastica nei monocristalli se condo la meccanica quantistica: un nuovo efetto di rilassamento // Ricerca Sei, 1949, v. 19, p. 851-862.

54. Hasiguti R.R., Igata N., Kamoshita G. Internal friction peaks in cold-worked metals // Acta Metallurgica, 1962, v. 10, p. 442-447.

55. Крипггал M.A., Пигузов Ю.В., Головин C.A. / В кн. "Внутреннее трение в металлах и сплавах". -М.: Металлургия, 1964,245 с.

56. Постников B.C. Внутреннее трение в металлах. М.: Металлургия, 1974, 352 с.

57. Метод внутреннего трения в металловедческих исследованиях. Справочное издание. / Под. ред. Блат-ера М.С. и Пигузова Ю.В. М.: Металлургия, 1991,248 с.

58. Magalas L., De Batist R. Introduction to mechanical spectroscopy // Mechanical spectroscopy. Cracow: AGN Publ., 1991, p. 3-6.

59. Wert C. Internal friction of an alloy of 16 percent aluminum in iron // J. Appl. Phys., 1955, v. 26, p. 640-641.

60. Fischbach D.B. The Zener relaxation and a new magnetic relaxation effect in Fe-rich Fe-Al alloys // Acta Met., 1962, v. 10, p. 319-326.

61. Hren J. A. The effect of atomic order and ferromagnetism on the elastic and ane-lastic properties of Fe-25 atom % Al // Phys. Stat. Sol., 1963, v. 3, p. 1603-1618.

62. Tanaka K. Internal friction of iron-aluminium alloys containing carbon // J. Phys. Soc. Japan, 1971, v. 30, p. 404-411.

63. Tanaka K., Sahashi K. The Zener relaxation in Fe-Al alloys and its application to diffusion problems // Transactions of the Japan Institute of Metals (Trans. JIM), 1971, v. 3, p. 130-135.

64. Tanaka K. The Ziner relaxation effect in ferrous alloy systems // Trans. JIM, 1975, v. 16, n. 4, p. 199-205.

65. Damson B. Innere reibung in FeAl mit B2-structure. Dissertation an der Universität Stuttgart, 1998.

66. Rokhmanov N.Ya. Relaxation spectrum of ordering carbon-containing alloys Fe-(25-31)% (at.) Al // Functional Materials, 2000, v. 7, n. 2, p. 235-239.

67. Рохманов Н.Я., Хамана Д. Структурный аспект релаксации Снука в сплаве Fe-31,5 ат.% AI // Веста. Харьк. нац. ун-та, № 516, сер. Физика, 2001, в. 5, с. 104-109.

68. Головин И.С. Механизмы неупругих явлений в высоколегированных твердых растворах. Автореферат дис. д.ф.-м.н. Москва. ЦНИИчермет, 1998.

69. Поздова Т.В. Релаксационные и гистерезисные эффекты в упорядочивающихся Fe-Al сплавах. Автореферат дис. к.т.н. Тула, ТулГУ, 2001.

70. Головин И.С., Поздова Т.В., Жарков Р.В., Головин С.А. Механизмы релаксации в Fe-Al сплавах // МиТОМ, 2002, № 6, с. 16-22.

71. Strahl A., Golovina S.B., Golovin I.S., Neuhäuser Н. On dislocation-related internal friction in Fe-22 to 31 at.% Al // J. Alloys and Compounds, 2004, v. 370, n. 1-2, p. 268-273.

72. Nagy A., Harms U., Klose F., Neuhäuser H. Mechanical spectroscopy of ordered ferromagnetic Fe3Al intermetallic compounds // Mater. Sei. Eng., 2002, v. A 324, p. 68-72.

73. Nagy A. Mechanische spectroskopie an eisen-aluminium und Polymerschichten. Dissertation an der Technischen Universität Braunschweig, 2002.

74. Weller M. Anelastic relaxation of point defects in cubic crystals //. J. de Physiqie III, 1996, v.6, p. 63-69.

75. Pozdova T.V., Golovin I.S. Mechanical spectroscopy of Fe-Al-C alloys ordering // Solid State Phenomena, 2003, v. 89/90, p. 279-286.

76. Головин И.С., Поздова T.B., Головин С.А. Неупругие эффекты при упорядочении Fe-Al сплавов // МиТОМ, 1998, № 4, с. 3-9.

77. Golovin I.S. Interstitial distribution in Fe-Al and Fe-Cr quenched and aged alloys: Computer simulation and internal friction study // J. of Alloys. & Compounds, 2000, v. 310 (1-2), p. 356-361.

78. Golovin I.S, Blanter M.S, Magalas L.B. Interactions of dissolved atoms and carbon diffusion in Fe-Cr and Fe-Al alloys // Defect and Diffusion Forum, 2001, v. 194-199, p. 73-78.

79. Golovin I.S., Pozdova T.V., Rokhmanov N.Ya., Mukherji D. Relaxation Mechanisms in Fe-Al-C Alloys // Met. and Mat. Trans. A, 2003, v. 34, p. 255266.

80. Рохманов Н.Я. // Конденсированные среды и межфазные границы, 2001, т. 3, № 3, с. 281-285.

81. Рохманов H .Я., Головин И.С. Механизм Х-релаксации в сплавах Fe-Al-C // BicHHK ХНУ Im. В.Н. Каразша (Харюв), № 558, Сер. Опзика, 2002, в. 6, с. 158-167.

82. Slane J.A., Wolverton С., Gibala IL Carbon-vacancy interactions in austenitic alloys // Mat. Sei. Eng. A, 2004, v. 370(1-2), p. 67-72.

83. Golovin I.S., Rivière A. Zener relaxation in ordered-disordered Fe-(22-28%)Al alloys // Mat.Sci.Eng.A, 2006, v. 442/1-2, p. 86-91.

84. Salamon M., Mehrer H. Interdiffiision, Kirkendall effect, and Al self-diffusion in iron-aluminium alloys // Z. Metallk., 2005, v. 96, p. 4.

85. Gude A., Mehrer H. Diffusion in the ООз-type intermetallic phase Fe3Si // Phil. Mag., 1997, v. A76, p. 1-29.

86. Lambri O.A., Pérez-Landazâbal J.I., Cuello G.J., Cano J.A., Recarte V., Siemers C., Golovin I.S. Mechanical spectroscopy in Fe-Al-Si alloys at elevated temperatures // J. All. Compounds (submitted).

87. Sun Z., Huang Y., Yang W. et al. Proc. Conf. High temperature properties of iron based aluminidies. TMS, San Francisco, USA, 1994.

88. Sun Z., Yang W., Shen L., Huang Y., Zhang В., Yang J. Neutron diffractionstudy on site occupation of substitutional elements at sub lattices in FesAl inter-metallics//Mater. Sei. Eng., 1998, v. A258, p. 69-74.

89. Kral F., Schwander P., Köstors G. Superdislocations and antiphase boundary energies in deformed Fe3Al single crystals with chromium // Acta Mater., 1997, v. 45, № 2, p. 675-682.

90. Raghavan V. Al-Fe-Si (Aluminum-Iron-Silicon) // J. Phase Equilibria, 1994, v. 15, p. 42-50.

91. Grosh G., In: G. Petzow, G. Effenberg (Eds.) Ternary alloys, vol. 5, Weinheim: VCH, 1992, p. 394.

92. Полищук B.E., Селисский Я.П. Высокотемпературное рентгеновское исследование сплавов системы железо-кремний // Укр. Физ. Журнал, 1969, т. 14, с. 1722-1744.

93. Кацнельсон A.A., Полищук В.Е. Энергетические характеристики атомного упорядочения в сплавах железа с алюминием и кремнием // ФММ, 1973, т. 36, с. 321-325.

94. Валиев Р.З., Александров И.В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. М.: Логос, 2000, 272 с.

95. Головин С.А., Архангельский С.И. Универсальный вакуумный релаксатор//Проблемы прочности, 1971, №5, с. 120-124.

96. Wert К., Marx I. A new method for determining the heat of activation for relaxation processes // Acta Metall., 1953, v. l,p. 113-115.

97. Шеверев С.Г. Анализ достоверности результатов измерений методом внутреннего трения. Вып.-квал. работа. ТулГУ, Тула, 2003.

98. ГОСТ 8.207-76. Введ. 01.02.77. -М.: Изд-во стандартов, 1977, 5 с.

99. Архангельский С.И., Курдюмова A.B. Методические указания к практическим занятиям по «Организации эксперимента», 4.1,2. Тула: Из-во ТулПИ, 1989.

100. Семин В.А., Головин С.А., «Программа анализа спектров температурно-зависимого внутреннего трения». Per. № 2005611581.

101. Головин И.С, Павлова Т.С., Головин С.А. Исследование неупругости в тройных Fe-Al-X (X = Cr, Ti, Nb) сплавах // Известия ТулГУ, 2003,

102. Серия материаловедение, вып. 4, с. 9-21.

103. Morris D.G., Gunther S. Order-disorder changes in Fe3Al based alloys and the development of an iron-base a-a" superalloy // Acta Mater., 1996, v. 44, p. 2847-2859.

104. Golovin I.S., Golovina S.B., Strahl A., Neuhäuser H., Pavlova T.S., Shaller R. Anelasticity of Fe3Al intermetallic compounds // Scr. Mater., 2004, v. 50, p. 1187-1192.

105. Golovin I.S., Divinski S.V., Cizek J., Prochazka I., Stein F. Study of atom diffiisivity and related relaxation phenomena in Fe3Al-(Ti,Nb)-C alloys // Acta Mater., 2005, v. 53, p. 2581-2594.

106. Pavlova T.S., Golovina S.B., Divinski S.V., Golovin I.S. Study of Fe3Al-based alloys by internal friction and 59Fe radiotracer diffusion measurements // Defect and Diffusion Forum, 2005, v. 237-240, p. 1258-1263.

107. Weller M. Point Defect Relaxations // Mat. Sei. Forum, 2001, v. 366-368, p. 95.

108. LeClaire A.D., Lomer W.M. Relaxation effects in solid solutions arising from changes in local order. II. Theory of the relaxation strength // Acta Mater., 1954, v. 2, p. 731-742.

109. Golovin I.S., Pavlova T.S., Golovina S.B., Sinning H.-R., Golovin S.A. Effect of severe plastic deformation on internal friction of an Fe-26 at.% Al alloy and titanium // Mat. Sei. Eng. A, 2006, v. 442, p. 165-169.

110. Hivert V., Groh P., Moser P., Frank W. Internal friction peaks due to dislocation-relaxation in plastically deformed and/or irradiated high-purity a-iron // Phys. Stat. Sol., 1977., v. 42a, p. 511-518.

111. Weller M., Diehl J. In: Proc. ICIFUAS-5, Springer, Berlin, 1974. V. 1. P. 352-362.

112. Hasiguti R.R., Igata N., Kamoshita G. Internal friction peaks in cold-worked metals // Acta Metall., 1962, v. 10, p. 442-447.

113. Chen H.B., Chou T.S. // J. Phys. (Fr.), 1987, v. 48(8), p. 149-154.

114. Seeger A. Progress and problems in the understanding of the dislocation relaxation processes in metals // Mater. Sei. Eng., 2004, v. A 370, p. 50-66.

115. Matsumara A., Sonobe A., Oki K., Eguchi T. // Mater. Res. Sor. Symp. Proc., 1984, v. 21, p. 269-274.

116. Miyazaki Т., Kozakai Т., Tsuzuki Т. // J. Mater. Sei., 1986, v. 21, p. 25572564.

117. Strahl A. Anelastische Relaxationen durch Punkdefekte und Versetzungen in Fe-Al-Ligirungen. Dissertation an der Technischen Universität Braunschweig, 2006.

118. Lambri O.A., Perez-Landazäbal J.I., Cano J.A., Recarte V. Mechanical spectroscopy in commercial Fe-6 wt.% Si alloys between 400 and 1000 К // Mater. Sei. Eng. A, 2003, v. 370(1-2), p. 469-453.

119. Lenz E., Dahl W. // Arch. Eisenhutten, 1974, v. B45(8), p. 541-544.

120. Павлова T.C., Головин И.С., Гундеров Д.В., Зимерс К. Влияние интенсивной пластической деформации на структуру и низкотемпературное внутреннее трение Fe3Al и (Fe,Cr)3Al // ФММ, 2008, т. 105(1), с. 41-49.