Особенности механического поведения упорядочивающихся высококремнистых сплавов Fe-Si тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

АЛЕШИН Дмитрий Николаевич

ОСОБЕННОСТИ МЕХАНИЧЕСКОГО ПОВЕДЕНИЯ УПОРЯДОЧИВАЮЩИХСЯ ВЫСОКОКРЕМНИСТЫХ СПЛАВОВ Fe-Si

специальность 01.04.07 - «Физика конденсированного состояния»

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

г.Новокузнецк, 2005г.

Работа выполнена в Центральном научно-исследовательском институте черной металлургии имени И.П. Бардина и Государственном образовательном учреждении высшего профессионального образования «Сибирский государственный индустриальный университет».

Научный руководитель: доктор физико-математических наук,

профессор Глезер A.M.

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук,

профессор В.И. Данилов

кандидат технических наук А.Б. Юрьев

Ведущая организация: МГТУ им.Н.Э. Баумана,

Калужский филиал

Защита состоится в «20» декабря 2005 года в 12°" часов на заседании диссертационного совета К 212.252.01 в ГОУ ВПО «Сибирский государственный индустриальный университет» по адресу: 654007, г.Новокузнецк, Кемеровской области, ул. Кирова, 42.

Факс: (3843) 465792, e-mail: gromov@physics.sibsiu.ru

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ГОУ ВПО «Сибирский государственный индустриальный университет».

Автореферат разослан ноября 2005г.

Ученый секретарь диссертационного совета, кандидат технических наук, доцент

Купен ко А.И.

моег

¡ведение

Актуальность проблемы. Бинарные Fe-Si сплавы с содержанием от 6 до 15 ат.% Si обладают очень высокими магнитно-мягкими свойствами. Сочетание в них высоких значений магнитной проницаемости (нулевой и максимальной), намагниченности насыщения и удельного электрического сопротивления наряду с низкими значениями константы магнитострикции и потерь на перемагничива-ние в широком интервале частот перемагничивания позволяет рассчитывать на большую перспективу использования этих сплавов в электротехнике и приборостроении Эти характеристики сплавов делают их очень перспективными электротехническими материалами для применения в изделиях с пониженным уровнем шума и при работе в области повышенных и высоких частот. Однако хрупкость высококремнистых сплавов существенно усложняет технологию производства и ограничивает их промышленное применение

Несмотря на определенный прогресс, достигнутый в последние годы в понимании низкой технологичности высококремнистых сплавов железа, многие вопросы структурного металловедения, связанные с этим явлением, остаются все еще дискуссионными. Кроме того, разработанные к настоящему времени способы повышения пластичности ведут, как правило, к ухудшению магнитных характеристик и существенному удорожанию сложнолегированных материалов.

Пластичность сплавов Fe-Si при холодной пластической деформации определяется не только химическим составом, но и рядом структурных параметров, зависящих от их предварительной обработки Особое внимание эти факторы приобретают в критической области концентраций (около 9,0 ат.% Si), где происходит резкое охрупчивание железокремнистых сплавов, связанное с протеканием процессов атомного упорядочения.

Цель данного исследования состояла в систематическом исследовании влияния предварительных технологических воздействий на структуру и механические свойства высококремнистых сплавов железа при комнатной температуре. Кроме того, в данной работе предпринята попытка выяснить причину резкого охрупчивания железокремнистых сплавов при содержании кремния выше 8-10 ат.% Si.

Для достижения этой цели было необходимо решить следующие задачи: 1. Методом математического планирования эксперимента изучить влияние примесей внедрения и режимов предварительной высокотемпературной прокатки на прочность и пластичность сплавов железо-кремний с повышенным (до 15 ат. %) содержанием кремния. 2 Установить влияние модифицирующих добавок и скорости кристаллизации при обычной разливке в изложницу на размер »ерна и пластичность исследуемых сплавов.

3. Определить основные закономерности формирования структуры и механических свойств высококремнистого железа после закалки из жидкого состояния и последующего отжига. 4 Рассмотреть природу высокой хрупкости изученных сплавов и определить вклад возможных структурных факторов в это явление.

5. Методом просвечивающей электронной микроскопии и фотоэлектронной спектроскопии рассмотреть структурные причины охрупчивания сплавов Fe-Si, связанные с твердорастворным эффектом и с атомным упорядочением

Научная новизна работы заключается в следующем 1. Установлено, что снижение содержания примесей (С и S) и температуры конца горячей прокатки приводит к повышению пластичности высококремнистых сплавов при комнатной температуре

2 Показано, что повышение скорости кристаллизации после вакуумной выплавки, модифицирование сплавов церием, устранение операций ковки и горячей прокатки как нежелательных технологических операций, а также реализация оптимальных режимов теплой прокатки позволяют увеличить пластичность высококремнистого железа при холодной прокатке.

4 Установлено, что сплавы Fe-Si, полученные методом закалки из расплава, обладают повышенной прочностью и пластичностью по сравнению с аналогами, полученными с помощью обычной технологии Показано, что более высокая прочность обусловлена развитой фрагментацией зерен, а более высокая пластичность связана не только с малым размером зерен, но и с существованием развитой полигональной структуры, а также с заметным подавлением дальнего порядка.

5. Показано, что основными факторами, определяющими понижение пластичности сплавов, являются твердорастворные эффекты и дальний атомный порядок.

6. Установлено, что основными причинами неблагоприятного влияния дальнего атомного порядка по типу DO3 на пластичность высокремнистых сплавов являются резкое понижение склонности к поперечному скольжению винтовых компонент сверхдислокаций и заметное повышение барьера Пайерлса подвижных дислокаций

7. Методом фотоэлектронной спектроскопии показано, что твердорастворный эффект обусловлен повышением ковалентной составляющей межатомной связи для пар атомов типа Fe-Si, которая пропорциональна концентрации атомов кремния в сплаве и степени ближнего порядка в твердом растворе.

Практическая ценность работы заключается в разработке конкретных рекомендаций по химическому составу, технологии выплавки и последующей горячей и теплой прокатки труднодеформируемых высококремнистых сплавов железа, обладающих уникальными магнитно-мягкими свойствами и используемых в качестве электротехнического материала с низкими электромагнитными и шумовыми потерями.

Личный вклад автора состоит в постановке задач исследования, в проведении экспериментов по получению Fe-Si сплавов, в исследовании их свойств, а также в обработке полученных результатов

На защиту выносятся: 1. Установленное в работе положительное влияние легирования малыми количествами церия, снижения температуры конца горячей прокатки, а также ряда других технологическич параметров на пластичность высококремнистого железа. 2 Обнаруженное в работе повышение прочности и пластичности упорядоченных высококремнистых сплавов с помощью закалки из расплава

3 Сформулированное в работе заключение о том, что основной причиной ох-рупчивания сплавов Fe-Si по мере роста в них концентрации кремния свыше 810 ат.% является протекание процессов ближнего и дальнего атомного упорядочения, которые ведут к заметному росту ковалентной составляющей сил связи и к существенному снижению подвижности винтовых компонент дислокаций.

Апробаиия работы и публикации.

Основные результаты проведенных исследований докладывались и обсуждались на следующих научных конференциях, совещаниях и семинарах' V Российской выставке «Изделия и технологии двойного назначения», Москва, 2004; XLIII Международной конференции «Актуальные проблемы прочности», Витебск. 2004; III Международной конференции «Фазовые превращения и прочность кристаллов», Черноголовка, 2004; I Международной школы «Физическое материаловедение», Тольятти, 2004: международной научно-технической конференции «Теория и технология процессов пластической деформации-2004», Москва, 2004, XV Петербургских чтениях rio проблемам прочности, Санкт-Петербург, 2004; XIII республиканской научной конференции аспирантов, магистрантов и студентов «Физика конденсированного состояния», Гродно, 2005; VI Международной конференции «Действие электромагнитных полей на пластичность и прочность материалов», Воронеж. 2005; конференции «Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий», Обнинск, 2005: 44 международной конференции «Актуальные проблемы прочности», Вологда, 2005; VIII Международной школе-семинаре «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах», Барнаул, 2005

Основные результаты диссертации опубликованы в 19 печатных работах (из них 12 статей), список которых приведен в конце автореферата

Структур и объем работы. Диссертация изложена на 93 стр машинописного текста и состоит из введения, 7 глав и общих выводов В конце глав 5-7. описывающих экспериментальные результаты, содержатся подробные выводы по каждой главе Диссертация включает в себя 23 рисунка, 3 таблицы и библиографию из 112 наименований

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР

Структура упорядоченных сплавов Fe-Si

Представлен обзор литературных данных о структуре сплавов железо-кремний. Особое внимание уделено основным закономерностям образования ближнего и дальнего порядка в этих сплавах. Рассмотрена специфика дефектов, характерных для сверхструктур В2 и D03.

Механические свойства сплавов Fe-Si

Представлен обзор литературных данных о закономерностях вязкого и хрупкого поведения ОЦК металлов и сплавов на их основе, об основных закономерностях формирования дислокационной структ>ры в твердых растворах, упорядоченных по типу D03, а также о прочностных и пластических свойствах >порядочиваю-щихся сплавов Fe-Si.

ПОСТАНОВКА ЗАДАЧИ

Подводятся итоги рассмотрения данных, содержащегося в аналитическом обзоре Формулируются проблемы, которые необходимо рассмотреть в работе, и методы их решения

МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЙ

Исследования были проведены на сплавах, содержащих 6, 13, 15 и 17 ат % Si Поликристаллические сплавы различного состава выплавлялись в вакуумной печи с остаточным давлением не более 10"3 тор. Выплавленные слитки отжигались в водороде при температуре 1000°С в течение 10 час. (чистое железо - при 850°С) и проковывались в прутки диаметром 8 мм, из которых с помощью механической обработки приготавливались образцы для механических испытаний Далее образцы термически обрабатывались таким образом, чтобы искусственно создать оптимальный размер зерна и различную степень дальнего порядка по типу DOj, а также различное содержание примесей внедрения С + N

Монокристаллы сплавы Fe - 13 ат % Si выращивались методом Бриджме-на с последующим охлаждением после затвердевания со скоростью около 100 град/час После гомогенизирующего отжига при 1100°С в течение 2 часов монокристаллы разрезались таким образом, чтобы поверхность полученных пластин совпадала с кристаллографической плоскостью (110) Ориентация поверхности проверялась рентгеновской съемкой по методу Лауэ После термической обработки для создания максимально возможной степени дальнего порядка (отжиг 800°С - 5 час + отжиг 500°С - 50 час ) и минимально возможной степени дальнего порядка (закалка в воду от 950-1000 "С) пластинки толщиной 0,3 - 0,4 мм прокатывались в направлении [110] или [001) с обжатием 3-5 % при комнатной температуре.

Металлографические исследования проводились с целью установления среднего размера зерна дня каждого из изученных поликристаллических сплавов после различных режимов термической обработки Структурные исследования на уровне атомной подсистемы проводились на просвечивающем электронном микроскопе JEM-200CX при ускоряющем напряжении 200 кВ и на сканирующем электронном микроскопе ISM-35 в режиме отраженных и вторичных электронов Приготовление тонких фольг из монокристаллических и поликристаллических объектов осуществлялось методом химической полировки в растворе, содержащем 80 мл Н202. 15 мл Н20 и 5 мл HF по специально разработанной методике Для более надежной оценки параметров кристаллогеометрии скольжения отдельных дислокаций при электронно-микроскопических исследованиях использовались, как правило, монокристаллические и слабо деформированные объекты.

Исследование полеченных в условиях высокого разрешения рентгеновских фотоэлектронных спектров (РФС) валентных электронов дает возможность получить информацию об особенностях плотности состояния, а измерение энергии связи остоаныч электронов - оценить зарядовое состояние атомов в кристаллах и тип химической связи Рентгеновские эмиссионные спектры (РЭС)

дают возможность установить энергетическое распределение состояний разного типа симметрии в валентной зоне кристалла.

В этой связи для выяснения особенностей энергетических спектров в твердых растворах Fe-Si были исследованы РФС и РЭС валентных и остовных электронов Si и Fe В работе использовались электронный спектрометр НР5950А и рентгеновский эмиссионный спектрометр РСЛ-1500. Исследование проводилось на специально приготовленных особо чистых железокремнистых сплавах, содержащих 2; 5,9, 13; 25 и 50 ат.% Si. РФС были получены с разрешением 0,6 эВ в вакууме 10'9 тор. РЭС были получены с разрешением 0,2 эВ для Fe М23 -полосы и с разрешением 0,4 эВ для Si L? ¡ - полосы.

Механические испытания на растяжение с целью определения температурного интервала вязко-хрупкого перехода проводились в интервале температур -160 - +315 ftC на испытательной машине «Instron». Оценку критического значения температуры вязко-хрупкого перехода (Ткр) проводили с помощью температурной зависимости энергии вязкого разрушения.

Степень дальнего порядка в сплавах определяли рентгенографически по стандартной методике.

ВЛИЯНИЕ ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА, РЕЖИМОВ ВЫПЛАВКИ И ГОРЯЧЕЙ ПРОКАТКИ НА ПЛАСТИЧНОСТЬ СПЛАВОВ Fe-Si

Вчияние примесей внедрения и режимов горячей прокатки

Для уменьшения трудоемкости и повышения надежности получаемых зависимостей при проведении экспериментов использовался метод математического планирования. Был использован метод факторного анализа с составлением дробного факторного плана по пяти факторам вида 25'1. В качестве варьируемых факторов были выбраны следующие Xt - содержание кремния в сплаве ог 3,5 до 4,5 %; Х2 - содержание примесей (от 0.013 % С и 0,001 % S до 0.024 % С и 0,004 % S); Х3 - температура последнего прохода при горячей прокатке (от 700 до 900°С): Х4 - степень обжатия за последний проход (от 10 до 30 %) и Х} - скорость охлаждения после горячей прокатки (от закалки в воду до охлаждения на воздухе). За основной уровень был принят сплав с 4 % Si, содержащий 0,02 % С и 0,002 % S, для которого значения указанных выше факторов соответствовали: Xj = 800°С, Х4 = 20 %, Х5 - закалка в воду после подстуживания на воздухе до 650°С.

Эксперименты с горячей прокаткой проводились в условиях Верх-Исетского металлургического завода. Ковка слитков проводилась при 1100°С на сутунку 30x70x200 мм. Высокотемпературная деформация осуществлялась прокаткой за четыре прохода. Температура перед последним проходом фиксировалась фотоэлектрическим методом. Образцы, изготовленные из полос, подвергались отпуску для снятия закалочных напряжений и далее механическим испытаниям на растяжение при комнатной температуре с определением предела текучести стт и относительного удлинения б. Кроме того, с помощью светового микроскопа на протравленных шлифах определялась глубина рекристаллизованной зоны hp и средний размер зерна в этой зоне d, Одновременно с этим на тонких

лентах методом мессбауэровской спектроскопии определялись параметры ближнего атомного упорядочения по Каули ак

Для определения коэффициентов уравнений зависимости функций отклика (8, стт, и ак) от варьируемых факторов, а также для определения значимости вычисленных коэффициентов и адекватности модели была разработана программа компьютерной обработки результатов эксперимента Она включала в себя усреднение результатов дублирующих опытов и расчет дисперсий в отдельных точках плана, проверку однородности дисперсий по критерию Кохрена, определение дисперсии воспроизводимости и доверительных интервалов регрессии, расчет коэффициентов регрессии и проверку их значимости, определение отклонений вычисленных по уравнению регрессии значений функции отклика от экспериментальных значений и проверку адекватности модели по критерию Фишера, переход от уравнения регрессии в кодированных переменных к уравнению в натуральных переменных.

С использованием описанной выше методики и на основании проведенных экспериментов и измерений были получены следующие зависимости функций отклика от варьируемых факторов (в кодированных переменных):

5 = 36,7 - 7,2Х( - 1,9Х2 + 2,1Х3 (1)

стт = 61,3 +7,4Х12,2Х2-2,4Х3+1,7Х|Х5 (2)

А, = 3,28 10"2 - 7.07 10"% +• 2,44 10"2Х3 - 8,37 10"3Х,Х5 (3) ' hp = 0.585 - 6.6 10"2Х, - 3,6 10"2Х2 + 0,9Х3 - 8,3 10'2Х* +

+ 6,1 10"2Х3 - 2,9 102Х!Х3+3,3 10"2X,X4 + 3,9 102X,Xs (4)

ак = 0,493 - 6,03 10"2Х2 - 3,84 10-2Х3 - 5,91 10'2 Xj (5)

Все приведенные выше уравнения имеют коэффициенты, значимые на 5%-м уровне значимости, и являются адекватными.

Анализируя уравнение (1), можно отметить существенную зависимость пластичности при комнатной температуре от содержания кремния и более слабую зависимость от метода выплавки и состава шихты, а также от температуры конца горячей прокатки. Существенное снижение пластичности по мере возрастания содержания кремния обусловлено, очевидно, целым рядом физических причин (в основном атомным упорядочением). Как и следовало ожидать, снижение содержания примесей (С и S) и использование более чистых шихтовых материалов и выплавка в защитной среде приводят к некоторому повышению пластичности. Не столь очевидным является влияние фактора Х3 на пластичность при комнатной температуре

Как следует из совместного рассмотрения уравнений (1) и (3). повышение температуры конца горячей прокатки наряду с увеличением 5 приводит к увеличению размера зерна в рекристаллизованной зоне горячекатаной полосы Как правило, увеличение размера зерна в сплавах Fe-Si приводит к снижению пластичности. поэтому полученная зависимость 5 = ДХ3) в уравнении (1), на первый взгляд, не совсем понятна Смысл полученной зависимости становится ясным, если принять во внимание следующее

— При увеличении Х3, как следует из уравнения (4), растет ширина приповерхностной рекристаллизованной зоны и соответственно снижается ширина срединной нерекристалличованной зоны горячекатаной полосы, содержащей боль-

шую плотность дислокаций и, следовательно, высокий уровень внутренних напряжений.

— При увеличении Х3, как следует из уравнения (5), снижается степень ближнего атомного упорядочения, что ведет, очевидно, к повышению пластичности

— Поскольку в приповерхностной зоне полосы происходит процесс динамической рекристаллизации, вновь возникшие зерна находятся в очаге деформации и успевают приобрести значительную плотность дислокаций. В этой связи повышение Х3 ведет к большему совершенству рекристаллизованных зерен.

Следует отметить, что величина 8 не зависит ни от степени обжатия за последний проход при горячей прокатке (в интервале 10-30 %), ни от скорости охлаждения после горячей прокатки Первое обстоятельство делает фактор Х4 удобным инструментом для создания необходимой кристаллографической текстуры без сколько-нибудь существенного влияния на механические свойства. Анализируя совместно уравнения (1) и (5), мы приходим к заключению о том. что пластичность сплавов не зависит от скорости охлаждения, в то время как степень ближнего порядка сск, как и следовало ожидать, зависит от Х5 Следовательно, существуют факторы, нивелирующие положительное влияние снижения степени атомного порядка на пластичность К таким факторам, по-видимому, следует отнести закалочные напряжения, снижение совершенства рекристаллизованных зерен в приповерхностной зоне горячекатаной полосы и характер распределения примесей внедрения.

На величину а, основное влияние оказывает содержание кремния и примесей в исследованных сплавах, а также температура конца горячей прокатки (уравнение (2)). Детально проанализирован эффект твердорастворного упрочнения. вытекающий из зависимости ст=Г(Х]), а зависимость oT~f(Xi) обусловлена, по-видимому, теми же причинами, что и зависимость 5=f(X3), обсуждавшаяся нами ранее Так же, как и пластичность, величина сгт изменяется со скоростью закалки Х5 не гак, как если бы это влияние было обусловлено только изменением степени ближнего порядка.

Для величины зерна из уравнения (3) следуют зависимости, которые легко объяснить связью d, с коэффициентом диффузии и зависимостью последнего от температуры и концентрации кремния Более сложная зависимость от варьируемых параметров наблюдается для величины hp (уравнение (4)), но и в этом случае картина представляется физически непротиворечивой Ясны также и полученные в уравнении (5) зависимости степени ближнего порядка от температуры конца горячей прокатки и скорости последующего охлаждения.

Влияние скорости затвердевания в изложнице и модифицирования

Известно, что сплавы Fe-Si с содержанием кремния около 6 % имеют склонность к образованию крупнозернистой структуры Между тем. уменьшение размера зерна в этих сплавах, как и во всех ОЦК металлах и сплавах на их основе. ведет к снижению темперагурного порога хладноломкости Тчр и, следовательно, к возможности успешно осуществлять пластическую деформацию при более низких температурах

Практика показывает, что для создания в высококремнистом железе хорошо сформированных субзерен размером 1-5 мкм необходима деформация со значительными обжатиями в интервале температур 500-600°С Последнее достижимо только тогда, когда размер зерна перед операцией теплой прокатки не превышает 50-100 мкм Таким образом, задача сводится не только к снижению эффективного размера зерна перед холодной прокаткой, но и к созданию мелкозернистой структуры на стадии, предшествующей теплой прокатке таких сплавов.

С целью снижения размера зерна в сплаве Ре-6 % перед теплой прокаткой в данной работе использовалось два эффективных способа создания мелкозернистой структуры регулирование скорости затвердевания расплава в изложнице и модифицирование химического состава В качестве модификатора был использован церий, введение которого в расплав приводит к образованию дисперсных частиц, играющих роль дополнительных центров кристаллизации расплава.

Выплавка заготовок сплава Ре-6 % для последующей деформации проводилась в вакуумной печи в тигле из А1203 Шихтой служило карбонильное железо и кремний марки Кр-0 В качестве раскислителя использовался 51Са Регулирование скорости затвердевания расплава в металлическом кокиле проводилось за счет изменения толщины стенок кокиля и за счет изменения температуры разливки Было установлено, что температура разливки играет более важную роль, нежели толщина стенок кокиля, и что зона транскристаллизации слитка уменьшается с понижением температуры разливки

Без использования модификатора путем повышения скорости кристаллизации удалось снизить размер зерна в слитке до 100 мкм вместо обычно наблюдаемого размера 300-400 мкм Дополнительное введение в расплав церия позволило снизить размер зерна в слитке до 50 мкм Размер слитка после выплавки

(15x80x100 мм) специально был выбран таким, чтобы избежать операции ковки, в результате которой могло произойти резкое неконтролируемое увеличение размера зерна По этой же причине была исключена операция горячей прокатки

Теплая прокатка сутунок проводилась на стане дуо при температуре начала прокатки 600"С Прокатка осуществлялась до толщины 2,5 мм без промежуточного подогрева в три прохода. За счет охлаждения холодными валками и остывания раската в процессе прокатки последний проход осуществлялся

Рис.1 Макроструктура раската после теплой прокатки, а) без модифицирования (исходный размер зерна 100 мкм). б) с модифицированием (исходный размер зерна 50 мкм)

при температуре 550-570°С На рис 1 приведены образцы раската после операции теплой прокатки. Видно, что мелкозернистость способствует

повышению технологичности сплава образцы размером зерна 50 мкм (рис. 1а) имеют ровные кромки и не обнаруживают трещин. Напротив, подкат с исходным размером зерна 100 мкм (рис. 16) имеет рваные кромки и обнаруживает некоторое количество трещин.

Рис.2. Электронно-микроскопическое На рис.2 показана микрострук-

изображение микроструктуры сплава Fe тура сплава Fe-6 % Si с исходным раз-6 % Si, выплавленного и прокатанного по мером зерна 50 мкм после теплой про-оптимапьной технологии катки, полученная методом просвечи-

вающей электронной микроскопии. Наблюдаются достаточно совершенные субзерна, сформировавшиеся в процессе высокотемпературной деформации, размером не более 3-4 мкм

Полученное структурное состояние позволяло надеяться на успешное осуществление операции холодной прокатки, которая проводилась с предварительным подогревом до 300°С на толщину 0.7 мм в четыре прохода без промежуточных подогревов Действительно, в результате проведенных экспериментов были получены холоднокатаные полосы сплава Fe-6 % Si, имевшие удовлетворительную геометрию и качество поверхности.

ВЛИЯНИЕ ЗАКАЛКИ ИЧ ЖИДКОГО СОСТОЯНИЯ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ Fe-Si

Одним из кардинальных способов воздействия на структуру и свойства материалов является закалка из расплава При этом может сформироваться не только аморфное, но субмикрокристаллическое состояние с существенно иными физико-механическими свойствами В нашей работе использовали экспериментальную установку ЦНИИЧермет. работающую по принципу спиннингования расплава на воздухе В качестве вращающейся подложки применялся медный диск Метод быстрой закалки из расплава позволил получить сплавы Fe-Si (Si > 9 ат %) в виде тонкой ленты, минуя весь, достаточно сложный технологический процесс выплавки, ковки, горячей и холодной прокатки с промежуточными подогревами и конечной термообработкой В данной работе проанализированы структурные превращения и связанные с ними изменения механических свойств, происходящие в сплавах Fe-Si в широком интервале температур

Сплавы железа, содержащие от 6 до 17 ат.% кремния, были получены в виде тонкой (20 - 40 мкм) ленты методом спиннингования из расплава. Ленты имели длину 10-20 м и ширину 0,8- 5.0 мм Термическую обработку проводили в вак>уме 10"4 Topp путем изотермических отжигов в интервале температур 300 -1100°С в течение 0.5 и 1.0 часа Механические испытания проводились на одно-

осмое растяжение на разрывной машине «Инстрон» при различных скоростях деформации. 0,05 - 5 мин "'. Длина образцов для испытания на растяжение составляла 100 мм Ленты самых хрупких сплавов Fe-Si испытывапись на изгиб в закаленном состоянии и после отжигов до 1000°С с определением критической деформации до момента разрушения по формуле ег = ^(DKP-t), где t - толщина ленты, [)кр - критический диаметр, при котором происходит разрушение ленты.

Методом ПЭМ в режиме микродифракции были получены микроэлектроно-

граммы с различных участков тонких фольг, приготовленных из лент быстро-закаленных сплавов с 6 - 17 ат% Si Исследование дифракционных картин показало, что в сплавах с (16-17) % Si атомы упорядочены по типу D0¡, а в сплавах с (11-13) ат.% Si - по типу В2 Отсутствие сверхструктурных рефлексов в сплаве с 6 ат% Si свидетельствует о том. что процессы упорядочения в нем полностью подавлены. Минимуму интенсивности сверхструктурных рефлексов с четными индексами соответствует сплав с 11 ат.% Si. В процессе изотермического отжига при температурах 500 -550°С в течение 0,5 - 50 час в сплавах с (11-13) aT% Si происходит заметное усиление степени порядка по типу В2 и некоторое возрастание дальнего порядка но типу D0¡ В сплавах с 17 ат % Si формируется дальний порядок по типу D03.

Таким образом, структурное состояние изученных быстрозакапенных сплавов после отжига соответствовало структурному состоянию этих сплавов после обычного металлургического передела (выплавка, ковка, горячая и теплая прокатка, медленное охлаждение).

Образцы сплавов железа с 6 - 17 ат% Si, полученных закалкой из расплава и по «обычной» технологии, были термически обработаны таким образом, чтобы иметь примерно одинаковое отношение среднего размера зерна к толщине исследуемых образцов, а также близкое отношение толщины образцов к их ширине. Это позволило исключить размерные эффекты при рассмотрении влияния закалки из расплава на механические свойства железокремнистых сплавов. На рис 3 представлены зависимости истинного деформирующего напряжения от истинной деформации

Обращают на себя внимание следующие особенности' 1 Сплавы, полученные закалкой из расплава, пластичнее, но в то же время прочнее (почт и в два раза) сплавов, полученных по «обычной» технологии.

Рис.3. Зависимости истинного напряжения от степени пластической деформации для быстрозакапенных сплавов, содержащих 17 (1). 12 (2). 6 (3) ат % 51, для сплава, содержащего 11 ат.% 81 (4) и полученного по «нормальной» технологии, а также для быстрозакаленного сплава содержащего 6 ат.% и прошедшего отжиг при 500°С (5)

Наибольшей пластичностью обладает быстрозакапенный сплав с 12 ат% Si. а не с минимальным содержанием кремния, как это наблюдается при обычных способах обработки.

Сплав, содержащий 17 ат% Si, после закалки из расплава имеет хотя и малую, но достаточно заметную пластичность. Обычные сплавы с таким высоким содержанием кремния при комнатной температуре очень хрупкие. В быстрозакаленном сплаве с 12 ат.% Si наблюдается снижение пластичности после предварительного отжига при 500°С, а в сплаве с 6 % Si - значительное увеличение.

Результаты испытаний на изгиб закаленных и отожженных при различных температурах образцов сплава с 17 ат.% Si приведены на рис. 4. Наблюдается заметное охрупчивание сплава после отжига выше 1000°С.

Исследование фрактографии сплава с 12 ат % Si, закаленного из расплава и полученного по «нормальной» технологии, показало, что в первом случае процесс пластического течения выражен в гораздо большей степени, но он достаточно сильно локализован по длине образца, подвергнутого одноосному растяжению В сплаве с 17 ат % Si после высоких температур отжига происходит огрубление структуры излома, что подтверждает наблюдаемое охрупчивание при испытаниях на изгиб.

ИЗУЧЕНИЕ ПРИРОДЫ НИЗКОЙ ПЛАСТИЧНОСТИ СПЛАВОВ Fe-Si

Цель данной главы - всесторонне исследовать структуру и механические свойства железокремнистых твердых растворов в области концентраций, соответствующих резкому снижению их пластичности, и окончательно выявить структурные факторы, обуславливающие низкую пластичность сплавов, содержащих свыше 9 ат.% кремния. В качестве основного параметра механических свойств была рассмотрена температура вязко-хрупкого перехода Исследования структуры проводились как на уровне атомной, так и на уровне электронной подсистем.

В табл.1 суммированы результаты измерения температурного порога хладноломкости Ткр для поликристаллов Fe-Si различного состава, в которых создавалась различная степень дальнего порядка по типу D03 и различное содержание примесей внедрения C+N. Там же приведен использованный режим термической обработки и определенный металлографически средний размер зерна для все\ изученных состояний За точное значение Тч, принималась середина температурного интервала резкого изменения значения W.

I О/1 отж,

Рис 4. Зависимость деформации до разрушения от температуры отжига для сплава Ре -17 ат.% закаленного из расплава

Следует принять во внимание, что размер зерна в исследованных сплавах не был одинаков В этой связи все значения Ткр в табл I были приведены к стандартному значению Ткр" с использованием поправки АТ, определяемой согласно формуле АТ = В / (с1п'2 - с//1 где с13 и с1„ ~ истинный и стандартный размер зерна соответственно; В - константа Значения В определялись для сплава с 15 ат где после закалки и отжига возникали аналогичные структурные состояния, но с различным размером зерна, и применялись ко всем исследованным сплавам. Величины Ткр, полученные для с!„ = 100 мкм и для В - 730 град/мкм"2, также указаны в табл 1.

Таблица 1 - Сводные результаты механических испытаний сплавов Fe-Si

Сплав Термич обработка (C+N) мас.% <4 мкм Степень порядка ткр, °с <гт при ТкР, МПа у О * кр < °с II сгт . МПа

Fe 950°-5ч ю-4 31,2 - -165 440 -105 410

Fe 950"-5ч 10'2 40,1 - -130 520 -90 490

Fe-бат %Si 950°-5ч 10J 30,8 - -150 610 -85 620

Fe-6 ат %Si 950°-5ч ю-2 39,2 - -90 600 -60 640

Fe-15 ат %Si 1000"-5ч Ю-4 252, 2 0,35 550 750 470 760

Fe-15 ат %S¡ 1000"-5ч Ю-2 158, 6 0,35 500 700 480 670 790

Fe-15 ат %Si 500"-50ч ю-4 56,6 0,35 450 770 460

Fe-15 ат %Si 500и-50ч 10J 36,5 0,35 430 730 450 710

Детальный анализ результатов, представленных в табл 1, показывает, что увеличение содержания (С+Ы) от 10"4 до 10'2 мае % не ведет к значительному возрастанию Ткр для всех изученных сплавов. Незначителен также прирост Ткр при переходе от чистого железа к сплаву Ре - 6 ат % 81, содержащему то же количество примесей Характерным является постепенное увеличение а,0 при Ткр по мере возрастания концентрации кремния в твердом растворе

В данной работе измерение механических свойств сопровождалось получением достоверной информации о таких важных структурных параметрах, как степень атомного упорядочения, содержание примесей и размер зерна поликристаллов Более того, варьирование этих параметров дало нам возможность провести оценку относительного вклада атомного упорядочения, примесей внедрения (С+К) и твердорас-творного эффекта (то есть возмущения, вносимого атомами кремния в кристаллическую решетку железа) в возрастание величины Ткр в сплаве с 15 ат.% по сравнению с чистым железом Высказано предположение об аддитивном вкладе этих факторов в общий прирост Ткр Оказалось, что основной вклад (около 60 %) в

Рис 5. Сверхструктурные парные дислокации, осуществляющие пластическое течение в упорядоченном сплаве Ре- 15 ат % 81

охрупчивание сплава Fe-15 ат% Si вносят твердорастворные эффекты. Существенный, но менее значительный вклад (около 35 %) - атомный дальний порядок, а примеси внедрения в пределах (Ю-4 - 10'2) мае % C+N - незначительный вклад (около 5 %).

Одновременно с механическими испытаниями в работе была исследована дислокационная структура и поверхность хрупкого и вязкого разрушения образцов, находящихся в различных структурных состояниях. В частности было обнаружено, что в сплаве с 15 ат.% Si при переходе через Ткр резко меняется характер разрушения Выше Ткр образцы разрушаются с образованием ярко выраженной шейки Излом получается вязким и транскристаллитным Ниже Ткр разрушение носит хрупкий интеркристаллитный характер. Независимо от структурного состояния ниже Тч, наблюдаются плоские скопления дислокаций, заторможенных в плоскостях скольжения {110} и {112} наряду с вытянутыми прямолинейными сегментами винтовых дислокаций По-видимому, воздействие различных факторов на величину Ткр сопровождается их влиянием на склонность к поперечному скольжению и на барьер Пайерлса отдельных дислокаций

Подавление дальнего порядка может сделать железокремнистые сплавы более пластичными Это связано со спецификой поведения дислокаций в упорядоченной решетке. Рассмотрим причины хрупкости, обусловленные изменением характера дислокационной структуры в упорядоченном по типу DOj сплаве Fe 15 ат % Si На рис.5 можно видеть типичные дислокационные конфигурации, присущие сплаву с 15 ат % Si после малых степеней пластической деформации. Используя методику электронно-микроскопического определения знаков векторов Бюргерса соседних дислокаций, удалось доказать, что дислокационные пары на рис 5 являются дислокациями одного знака и, следовательно, образуют сверхдислокационные комплексы Подобные сверхдислокации, как правило, обладают заметно более низкой склонностью к поперечному скольжению и генерируют при скольжении полоски сдвиговых АФГ Кроме того, в сплавах обнаружены «классические» плоские скопления дислокаций, практически никогда не наблюдающиеся в ОЦК металлах при комнатной температуре Это еще раз подтверждает сильное затруднение поперечного скольжения дислокаций в упорядоченном состоянии.

Помимо затрудненности поперечного скольжения еще одной причиной повышенной хрупкости, связанной с дальним атомным порядком, может явиться дополнительное торможение дислокаций в упорядоченной решетке, которое приводит к росту критических напряжений сдвига (барьера Пайерлса) Для ОЦК-сверхструктур существует несколько таких механизмов торможения (механизм скоррелированных дислокационных перерасщеплений, механизм развертывания трубок антифазных границ и т.п.).

Таким образом, резкое изменение характера дислокационной структуры при переходе кристаллической решетки сплавов Fe-Si в упорядоченное состояние по типу Dfí¡ способно привести к понижению пластичности Но этот фактор понижения пластичности не является основным Главная причина понижения пластичности - твердорастворный эффект

1-10'

Изменение электронной структуры в сплавах Fe-Si по мере увеличения в них содержания кремния может явиться одной из причин твердо-растворного охрупчивания этих сплавов. Такие изменения, очевидно, должны сказаться на величине критического напряжения распространения хрупких и квазихрупких трещин и, возможно, на величине барьера Пайерлса при движении дислокаций. Рис 6 Рентгеновские фотоэлектронные спектры ва- |_ja рИС ^ приведен

лентных полос исследованных сплавов, содержащих 2 рф£ валенхных полос ис-(I); 5.9 (2); 13 (3); 25 (4) и 50 (5) ат.% Si Шкала интен- след0ванных сплавов, а в сивностей соответствует строго только спектру 1 табл 2 и 3 - параметры

спектров валентных электронов и энергии связи остовных электронов Fe и Si М23 - полосы Fe практически не отличаются по энергетическому положению максимумов и высокоэнергетических склонов Сопоставление в единой энергетической шкале РФС и РЭС Fe М23 - валентных полос показывает, что 3d-состояние Fe занимает высокоэнергетическую часть валентной полосы, примыкающей к уровню Ферми Кроме того, Si Ц ¡ - полосы также подобны для всех исследованных сплавов По-видимому, характер распределения Зэ-состояний Si в валентной полосе твердых растворов с различным содержанием кремния одинаков- образование низкоэнергетического квазиатомного js-уровня и примеси Зз-состояний Si в состоянии вблизи уровня Ферми.

Ранее в литературе были сделаны выводы о существовании ковалентно-резонирующих s-pd-связей типа Fe-Si в силицидах железа Fe3Si и FeSi Полученные нами результаты показывают, что структура связей Fe-Si в твердых растворах с высокой концентрацией кремния (силицидах) подобна структуре этих связей в твердых растворах даже в случае малых концентраций кремния. Анализ параметров РФС валентных полос и сопоставление их с РЭС показывает, что с увеличением содержания кремния происходит монотонный рост полуширины спектров (см табл.2) и интенсивности низкоэнергетического максимума в районе 8-9 эВ (помечен стрелкой на рис 6), обязанного своим происхождением локализованным Зэ-состоянием Si Уширение РФС и рост интенсивности упомянутого максимума происходят, видимо, за счет увеличения вклада Зяр-состояний Si в crieKip при увеличении числа связей Fe-Si с ростом содержания Si в твердом растворе

Как следует из табл 3, энергия связи остовных уровней Fe и Si при перехоле к твердым растворам с высоким содержанием кремния меняется незначи-

тельно Это связано с тем, что полярная составляющая ковалентной связи Ре -должна быть мала из-за практически одинаковых значений электроотрицательности Ре и в!.

Таблица 2 - Значения полуширины спектров Л и энергия связи максимума е РФС валентных полос сплавов Fe-Si. Точность определения Л ие составляет+0,1 эВ

Состав Л, эВ e, эВ

Fe 3,9 0,4

Fe-6 ат.% Si 4,0 0,5

Fe-15 ат.% Si 4,2 0,5

Fe3Si 5,7 0,6

FeSi 6,9 0,6

Полученные выше данные позволяют заключить, что структура ковалентной связи Fe-Si практически одинакова в твердых растворах железо-кремний с различным содержанием кремния (от 0 до 50 ат %) и что изменения в РФС связаны с увеличением числа связей типа Fe - Si при увеличении концентрации кремния.

Таблица 3 - Энергия связи остовных электронов Fe и Si в сплавах F-SÍ (эВ).

_ Точность измерения - +0,3 эВ._

Состав Fe 2p 3/2 Fe 3p Si 2p

Fe 705,7 52,8 -

Fe-6 ат.% Si 706,8 53,1 99,1

Fe-15 ат.% Si 706,8 53,1 99.1

Fe3Si 706.5 53,4 99,1

FeSi 706,3 52,5 99,4

Si - - 99,4

Следует отметить, что предполагавшаяся нами для упрощенная рассмотрения гипотеза об аддитивности влияния вышеуказанных параметров оказалась не совсем корректной В самом деле, мы показали, что изменения в электронной структуре изученных сплавов напрямую связано с числом связей типа Fe-Si в твердом растворе чем выше число таких связей по мере увеличения концентрации кремния в сплаве, тем выше твердорастворный эффект. Однако совершенно очевидно, что число связей типа Fe - Si может заметно расти не только за счет увеличения концентрации атомов кремния, но и за счет нестатистического, упорядоченного расположения атомов в твердом растворе В этом смысле установление и ближнего, и 1альнего атомного порядка в сплаве может приводить К заметному твердорастворному эффекту

Таким образом, твердорастворные эффекты и атомное упорядочение (ближнее и дальнее) нельзя рассматривать как независимые факторы Проведенная нами ранее оценка влияния атомного порядка рассматривала упорядочение как процесс установления дальнего порядка и не учитывала эффектов бчижнего упорядочения В связи с этим вклад в понижение пластичности от твердорас-

творного эффекта нужно разделить на две части' собственно твердорастворный эффект и эффект, связанный с образованием ближнего упорядочения. В связи с тем, что эффекты ближнего порядка в сплавах Fe-Si наблюдались уже при очень малых концентрациях кремния и в связи с тем, что подавить образование ближнего порядка не удается даже при закалке из расплава, разделить экспериментально эти два фактора представляется нереальным Можно предполагать, что собственно твердорастворные эффекты и ближний атомный порядок носят примерно равный вклад в понижение пластичности сплавов с (13-15) ат % Si.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. Проведен систематический анализ металлофизических и технологических факторов, способствующих повышению пластичности труднодеформируемых сплавов железа с повышенным (свыше 4,5 %) содержанием кремния. 2 С привлечением метода математического планирования эксперимента установлено. что снижение содержания примесей (С и S) и температуры конца горячей прокатки приводит к повышению пластичности высококремнистых сплавов при комнатной температуре.

3. Показано, что повышение скорости кристаллизации после вакуумной выплавки, модифицирование церием, устранение операций ковки и горячей прокатки как нежелательных технологических операций, а также осуществление теплой прокатки по оптимальным режимам позволяют увеличить технологичность высококремнистого железа при холодной прокатке. В основе установленного эффекта лежит снижение размера зерна после выплавки и эффективного размера зерна после теплой прокатки соответственно до 50 и до 3-4 мкм

4. Сплавы Fe-Si, полученные методом закалки из расплава, обладают повышенной прочностью и пластичностью по сравнению с аналогами, полученными с помощью обычной технологии. Более высокая прочность обусловлена развитой фрагментацией зерен, а более высокая пластичность связана не только с малым размером зерен, но и с существованием развитой полигональной структуры, а также с заметным подавлением дальнего порядка

5. Проанализирована роль различных факторов в понижении пластичности сплавов Fe-S¡ при содержании кремния свыше 9 ат.% Показано, что основными факторами, определяющими понижение пластичности сплавов, являются твердорастворные эффекты и дальний атомный порядок.

6. Установлено, что основными причинами неблагоприятного влияния дальнего атомного порядка по типу D03 на пластичность высокремнистых сплавов являются резкое понижение склонности к поперечному скольжению винтовых компонент сверхдислокаций и заметное повышение барьера Пайерлса подвижных дислокаций

7 Методом фотоэлектронной спектроскопии показано, что твердорастворный эффект обусловлен повышением ковалентной составляющей межатомной связи для пар атомов типа Fe-Si, которая пропорциональна концентрации атомов кремния в сплаве и степени ближнего порядка в твердом растворе.

Основное содержание диссертационной работы изложено в следующих публикациях:

I Алешин Д Н , Глезер А.М , Громов В Е. и др. Влияние химического состава, режимов выплавки и горячей прокатки на пластичность сплавов Fe-Si // Материаловедение, 2004, №10. -С.43-47.

2. Алешин Д Н , Глезер А.М , Коновалов С В и др Получение мелкокристаллической структуры в сплавах Fe-Si // Сборник научных трудов и инженерных разработок V Российской выставки «Изделия и технологии двойного назначения» М ■ ИМАШ РАН 2004. Т.2 -С.224.

3 Алешин Д.Н , Глезер A.M., Громов В Е и др Влияние режимов выплавки и горячей прокатки на пластичности сплавов Fe-Si И Материалы XLI1I Международной конференции «Актуальные проблемы прочности», Витебск Изд-во ВГТУ, 2004 4.2.-С. 112.

4 Алешин Д.Н , Глезер A.M., Коновалов С В и др. Создание в высококремнистом железе мелкокристаллической структуры // Вестник горнометаллургической секции Российской академии естественных наук Отделение металлургии. 2004 Вып. 13. -С. 159-161.

5 Алешин Д Н., Глезер А.М . Громов В Е. и др. Повышение пластичности сплава Fe-Si // Тезисы докладов III Международной конференции «Фазовые превращения и прочность кристаллов». Черноголовка: Изд-во ИФТТ РАН 2004 -С.215.

6 Д.Н Алешин, А.М Глезер, В.Е. Громов и др. Получение мелкокристаллического сплава Fe-6 % Si // Сборник тезисов I Международной школы «Физическое материаловедение». Тольятти: Изд-во ТГУ 2004 -С.21

7 Д Н Алешин, А М Глезер, В.Е. Громов и др Влияние примесей внедрения на механические свойства сплавов Fe-Si // Тезисы докладов международной научно-технической конференции «Теория и технология процессов пластической деформации-2004». М • Изд-во МИСиС 2004. -С.259-260

8 Д Н Алешин. А М Глезер, С.В. Коновалов и др Дислокационная структура поликристаллических сплавов Fe-15aT Si // Вестник горно-металлургической секции Российской академии естественных наук. Отделение металлургии 2005. вып. 14 -С.241-246

9. Алешин Д.Н , Глезер A.M., Коновалов С В. и др. Анализ влияния различного содержания Si в сплавах Fe-Si на температуру вязко-хрупкого перехода // Сборник тезисов XV Петербургских чтений по проблемам прочности С-П ■ Изд-во ФТИ им. А Ф. Иоффе РАН. 2004. -С 20.

10 Алешин Д Н , Глезер A.M., Громов В £. и др Влияние параметров прокатки на пластичность сплавов Fe-Si // Доклады международной конференции «Физико-химические процессы в неорганических материалах». Кемерово: Изд-во КемГУ. 2004 Т 2. -С.222-223

II Д.Н Алешин. А М Глезер, Коновалов СВ. и др Электронно-микроскопическое изучение дислокационной структуры сплавов железо-кремний // Тезисы докладов XIII республиканской научной конференции аспирантов, магистрантов и студентов «Физика конденсированного состояния» Гродно Изд-во ГГУ 2005. С.44

12. Алешин Д Н , Глезер А.М , Громов В.Е и др Исследование структуры кова-лентной связи Fe-Si в твердых растворах железо-кремний, содержащих свыше 9 ат %Si II Фундаментальные проблемы современного материаловедения 2005 №1 -С.53-54

13 Д.Н Алешин, А М Глезер, С В. Коновалов и др Влияние технологических факторов на пластичность сплавов Fe-Si // Материалы VI Международной конференции «Действие электромагнитных полей на пластичность и прочность материалов» Воронеж Изд-во ВГТУ 2005 ч1 -С 215-217

14.Д.Н Алешин. AM Глезер, С В Коновалов и др Влияние технологических параметров на механические свойства сплавов Fe-Si // Тезисы докладов конференции «Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий» Обнинск: ИАТЭ. 2005 -С 10-11

15. Алешин ДН, Глезер А М . Коновалов С В. и др Рентгеноспектральное изучение электронной структуры сплавов Fe-Si И Тезисы докладов 44 международной конференции «Актуальные проблемы прочности» - Вологда- Изд-во ВолГТУ 2005 С 42

16 Алешин Д Н, Глезер А М , Коваленко В В и др Влияние примесей и технологических параметров прокатки на механические свойства Fe-Si сплавов // Известия вузов Черная металлургия 2005. №4 -С.27-28.

17. Алешин Д Н . Глезер А.М , Коновалов С В и др Рентгеноспектральное изучение электронной структуры сплавов Fe-Si // Известия вузов Черная металлургия 2005. №9 -С 26-28.

18 Алешин Д Н , Глезер А М Влияние закалки из жидкого состояния на механические свойства сплавов Fe-Si П Деформация и разрушение материалов 2005 №9. -С.48-49

19 Алешин Д Н.. Глезер А.М., Громов В.Е Природа низкой пластичности сплавов системы железо-кремний с высоким содержанием кремния // Деформация и разрушение материалов. 2005 №8 -С.8-13

л

Изд лиц № 01439 от 05 04.2000. Подписано в печать _ 11 2005 Формат бумаги 60x84 1/16. Бумага писчая Печать офсетная Уел печ л Уч изд л Тираж 100 экз Заказ 115

Сибирский государственный индустриальный университет 654007, г Новокузнецк, ул. Кирова. 42 Издательский центр СибГИУ

I

I

A

г

РНБ Русский фонд

2007-4 7609

Содержание.

Введение.

Глава 1. Структура упорядоченных сплавов Fe-Si.

Глава 2. Механические свойства сплавов Fe-Si.

2.1. Разрушение и вязко-хрупкий переход в ОЦК металлах.

2.2. Основные закономерности формирования дислокационной структуры в твердых растворах, упорядоченных по типу DO3.

2.3. Упругость и прочность упорядочивающихся сплавов.

Глава 3. Постановка задачи.

Глава 4. Материал и методики исследований.

Глава 5. Влияние химического состава, режимов выплавки и горячей прокатки на пластичность сплавов Fe-Si.

5.1 .Влияние примесей внедрения и режимов горячей прокатки.

5.2. Влияние скорости затвердевания в изложнице и модифициро вания.

Выводы по главе 5.

Глава 6. Влияние закалки из жидкого состояния на механические свойства сплавов Fe-Si.

Выводы по главе 6.

Глава 7. Изучение природы низкой пластичности сплавов Fe-Si

Выводы по главе 7.

Актуальность проблемы. Бинарные Fe-Si сплавы с содержанием от 6 до 15 ат.% Si обладают очень высокими магнитно-мягкими свойствами. Сочетание в них высоких значений магнитной проницаемости (нулевой и максимальной), намагниченности насыщения и удельного электрического сопротивления наряду с низкими значениями константы магнитострикции и потерь на перемагничивание в широком интервале частот перемагничи-вания позволяет рассчитывать на большую перспективу использования этих сплавов в электротехнике и приборостроении [1]. При определенных режимах обработки может достигаться высокая прямоугольность петли гистерезиса и очень низкое значение коэрцитивной силы [2,3]. Эти характеристики сплавов делают их очень перспективными электротехническими материалами для применения в изделиях с пониженным уровнем шума и при работе в области повышенных и высоких частот. Однако хрупкость высококремнистых сплавов существенно усложняет технологию производства и ограничивает их промышленное применение.

Несмотря на определенный прогресс, достигнутый в последние годы в понимании низкой технологичности высококремнистых сплавов железа [4], многие вопросы структурного металловедения, связанные с этим явлением, остаются все еще дискуссионными [5]. Кроме того, разработанные к настоящему времени способы повышения пластичности (например, легирование железокремнистых сплавов третьим компонентом [6, 7], а также другие способы [8,9] ведут, как правило, к ухудшению магнитных характеристик и существенному удорожанию сложнолегированных материалов.

Пластичность сплавов Fe-Si при холодной пластической деформации определяется не только химическим составом, но и рядом структурных параметров, зависящих от их предварительной обработки. Особое внимание эти факторы приобретают в критической области концентраций (около 4,0 % Si), где происходит резкое охрупчивание железокремнистых сплавов, связанное с протеканием процессов атомного упорядочения [10].

Цель данного исследования состояла в систематическом исследовании влияния предварительных технологических воздействий на структуру и механические свойства высококремнистых сплавов железа при комнатной температуре. Кроме того, в данной работе предпринята попытка выяснить причину резкого охрупчивания железокремнистых сплавов при содержании кремния выше 8-10 ат.% Si.

Для достижения этой цели было необходимо решить следующие задачи:

1. Методом математического планирования эксперимента изучить влияние примесей внедрения и режимов предварительной высокотемпературной прокатки на прочность и пластичность сплавов железо-кремний с повышенным (до 15 ат. %) содержанием кремния.

2. Установить влияние модифицирующих добавок и скорости кристаллизации при обычной разливке в изложницу на размер зерна и пластичность исследуемых сплавов.

3. Определить основные закономерности формирования структуры и механических свойств высококремнистого железа после закалки из жидкого состояния и последующего отжига.

4. Рассмотреть природу высокой хрупкости изученных сплавов и определить вклад возможных структурных факторов в это явление.

5. Методом просвечивающей электронной микроскопии и фотоэлектронной спектроскопии рассмотреть структурные причины охрупчивания сплавов Fe-Si, связанные с твердорастворным эффектом и с атомным упорядочением.

Научная новизна работы заключается в следующем:

1. Установлено, что снижение содержания примесей (С и S) и температуры конца горячей прокатки приводит к повышению пластичности высококремнистых сплавов при комнатной температуре.

2. Показано, что повышение скорости кристаллизации после вакуумной выплавки, модифицирование сплавов церием, устранение операций ковки и горячей прокатки как нежелательных технологических операций, а также реализация оптимальных режимов теплой прокатки позволяют увеличить пластичность высококремнистого железа при холодной прокатке.

4. Установлено, что сплавы Fe-Si, полученные методом закалки из расплава, обладают повышенной прочностью и пластичностью по сравнению с аналогами, полученными с помощью обычной технологии. Показано, что более высокая прочность обусловлена развитой фрагментацией зерен, а более высокая пластичность связана не только с малым размером зерен, но и с существованием развитой полигональной структуры, а также с заметным подавлением дальнего порядка.

5. Показано, что основными факторами, определяющими понижение пластичности сплавов, являются твердорастворные эффекты и дальний атомный порядок.

6. Установлено, что основными причинами неблагоприятного влияния дальнего атомного порядка по типу D03 на пластичность высокремнистых сплавов являются резкое понижение склонности к поперечному скольжению винтовых компонент сверхдислокаций и заметное повышение барьера Пайерлса подвижных дислокаций.

7. Методом фотоэлектронной спектроскопии показано, что твердораствор-ный эффект обусловлен повышением ковалентной составляющей межатомной связи для пар атомов типа Fe-Si, которая пропорциональна концентрации атомов кремния в сплаве и степени ближнего порядка в твердом растворе.

Практическая ценность работы заключается в разработке конкретных рекомендаций по химическому составу, технологии выплавки и последующей горячей и теплой прокатки труднодеформируемых высококремнистых сплавов железа, обладающих уникальными магнитно-мягкими свойствами и используемых в качестве электротехнического материала с низкими электромагнитными и шумовыми потерями.

Личный вклад автора состоит в постановке задач исследования, в проведении экспериментов по получению Fe-Si сплавов, в исследовании их свойств, а также в обработке полученных результатов.

На защиту выносятся:

1. Установленное в работе положительное влияние легирования малыми количествами церия, снижения температуры конца горячей прокатки, а также ряда других технологических параметров на пластичность высококремнистого железа.

2. Обнаруженное в работе повышение прочности и пластичности упорядоченных высококремнистых сплавов с помощью закалки из расплава.

3. Сформулированное в работе заключение о том, что основной причиной охрупчивания сплавов Fe-Si по мере роста в них концентрации кремния свыше 8-10 ат.% является протекание процессов ближнего и дальнего атомного упорядочения, которые ведут к заметному росту ковалентной составляющей сил связи и к существенному снижению подвижности винтовых компонент дислокаций.

Апробания работы и публикации.

Основные результаты проведенных исследований докладывались и обсуждались на следующих научных конференциях, совещаниях и семинарах: V Российской выставке «Изделия и технологии двойного назначения», Москва, 2004; XLIII Международной конференции «Актуальные проблемы прочности», Витебск, 2004; III Международной конференции «Фазовые превращения и прочность кристаллов», Черноголовка, 2004; I Международной школы «Физическое материаловедение», Тольятти, 2004; международной научно-технической конференции «Теория и технология процессов пластической деформации-2004», Москва, 2004; XV Петербургских чтениях по проблемам прочности, Санкт-Петербург, 2004; XIII республиканской научной конференции аспирантов, магистрантов и студентов «Физика конденсированного состояния», Гродно, 2005; VI Международной конференции «Действие электромагнитных полей на пластичность и прочность материалов», Воронеж, 2005; конференции «Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий», Обнинск, 2005; 44 международной конференции «Актуальные проблемы прочности», Вологда. 2005; VIII Международной школе-семинаре «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах», Барнаул, 2005.

Основные результаты диссертации опубликованы в 19 печатных работах (из них 12 статей), список которых приведен в конце автореферата.

Структур и объем работы. Диссертация изложена настр. машинописного текста и состоит из введения, 7 глав и общих выводов. В конце глав 5-7, описывающих экспериментальные результаты, содержатся подробные выводы по каждой главе. Диссертация включает в себя рисунков,таблиц и библиографию изнаименований. Л ft

1. Молотилов Б.В. Эволюция электротехнических сталей. В сб.: ЦНИИ-ЧЕРМЕТ им. И.П. Бардина - на рубеже столетий. М.: Интермет Ин-жиниринг, 2001. с. 18-122.

2. Прецизионные снлавы. (Снравочник под ред. Б.В.Молотилова). М.: Металлургия. 1983. 439 с.

3. Кекало И.Б., Самарин Б.А. Физическое металловедение прецизионных сплавов. Сплавы с особыми магнитными свойствами. М.: Металлур-гия. 1989. 496 с.

4. Pepperhoff W., Pitsch. W. Eisen-Silicon-Legierungen mit hoheren Silicium-gehalten als Werkstoffe fur die Elektro-technik // Archiv. Eisen-huttenw., 1976, Bd. 47, N. 11, S.685-690.

5. Глезер A.M., Молотилов Б.В. Упорядочение и деформация сплавов железа. М.: Металлургия. 1984. 186 с.

6. Narita К., Knokizono М. Effect of Ni, Al, Mn addition on the mechanical and magnetic properties of 6,5 Si-Fe sheets // IEEE Trans. Magn., 1976,vol. 12, N. 6, p. 873-878.

7. Медведев M.B., Глезер A.M., Громов B.E. Атомное упорядочение и вязко-хрупкий переход в сплавах на основе железо-кремний // Мате-риаловедение. 2002. №8. 36-42.

8. Кабанцев Н.А. Получение листов и лент высоколегированных элек- тротехнических сталей из композитной заготовки. -В кн.: Композици-онные прецизионные материалы. - М.: Металлургия, 1983. - 61-64.

9. Ribbon-form silicon-iron alloy containing around 6% silicon / N. Tsuya, K.J. Arai, K. Ohmori et al. - IEEE Trans. Magn., 1980. vol. 16, N. 5. p.728-733.

10. Медведев M.B., Глезер A.M., Громов B.E. Закономерности атомного упорядочения в тройных сплавах Fe-Si-Me // Материаловедение. 2001№11.С.13-17.

11. Rudman P.S. Long-range order in Fe rich Fe-Al alloys // Actamet., 1960, 83vol. 8, N. 5, p. 321-327.

12. Inden G., Pitsch V. Ordering reaction in BOG Fe-Si solutions- 1. Theoreti- cal calculation // Ztschr. Metallk., 1971, Bd. 62, 8, S. 627-632.

13. Schlatte G., Inden G., Pitsch W. Ordering reaction in BCC Fe-Si solid solu- tions - 4. Theory with simultaneous of chemical and magnetic interaction //Ztschr. Metallk., 1974, Bd. 65, Я. 2, S. 94-100.

14. Meinhardt H., Krisement 0. Pemordnung in System Eisen-Silizium // Ar- chiv. Eisenhiittenw., 1965, Bd. 36, H. 4, S. 293-299.

15. Inden G., Pitsch W. Ordering reaction in BCC Fe-Si solutions - 2. Experi- mental determination of the atomic configuration // Ztschr. Metallk., 1972,Bd. 63, H. 5, S. 253-258.

16. Полищук B.E., Селисский Я.П. Высокотемпературное исследование снлавов системы Fe-Si // ФММ, 1970, т. 29, вын. 2, 1101-1104.

17. Власова Е.Н. Упорядочение в сплавах Fe-Si // ФММ, 1972, т. 33, вып. 1,С. 130-136.

18. Schlatte G, Eudielka Н. Rontgenographische Messungen in einer zweipha- sigen Pe-Si-Legierungen // Physica status solidi (a), 1972, vol. 14, U. 1, p.K5-K8.

19. Pepperhoff W., Ettwig H.H. Uber die spezifischen warmen von Eisen- Silizium -Legierungen // Ztschr. Angew. Phys., 1967, Bd. 22, N. 6, S. 497-499.

20. Pepperhoff W., Ettwig H.H. Ordnungszustande in Eisen Silizium- 1.egierungen // Archiv. ELsenhuttenw., 1968, Bd. 39, N. 4, S. 307-309.

21. Ettwig H.H., Pepperhoff W. Ordnungsiunwandlungen in krz. Eisen- Silizium-Legierungen // Ztschr. Metallk., 1972, Bd. 63, N. 8, S. 453-456.

22. Warlimont H. Blektronenmikroskopische Untersuchung der Gleichge- wienter und Umwanglungen der ^ -Eisen-Silizium-Phazen // Ztschr. Met-allk., 1968, Bd. 59, N. 8, S. 595-602.

23. Swarin P.R., Granas L., Lehtinen B. The B2 and DO3 ordering reactions in iron-silicon alloys in the vicinity of the Curie temperature // Met. Sci.,841975, vol. 9, p. 90-96.

24. Schlatte G., Pit sen W. Ordnungsuniwandlungen in krz. Ш. sen-Si lizium- 1.egienmgen - 5. Elektronenmikroscopische Beobach-tungen // Ztschr.Metallk., 1975, Bd. 66, N. 11, S. 660-668.

25. Koster W., Godecke T. Eine Erganzung des Systems Eisen-Silizium // Ztschr. Metallk., 1968, Bd. 59, N. 8, S. 602-605.

26. Глезер A.M., Молотидов Б.В. Влияние термообработки на тонкую структуру упорядочения и механические свойства сплава Fe-6,5 вес %Si // ФММ, 1973, т. 36, вып. 4, 652-655.

27. Gemperle А. Crystallography of antiphase boundaries in Fe-Si alloys // Physica status solidi, 1968, vol. 30, N. 2, p. 541-550.

28. Старостенков М.Д., Романенко В.В. Антифазные границы в сверх- структуре // ФММ, 1993, Т.76, №6, 68-75.

29. Марцинковский М. Д. Теория и прямое наблюдение антифазных гра- ниц и дислокаций в сверхструктурах. - В кн.: Электронная микроско-ПИЯ и прочность кристаллов. М.: Металлургия, 1968, 215-320.

30. Libovicky S. Antiphase boundaries in silicon-iron single crystals revealed by etching // Physica status solidi, 1967, vol. 20, N. 2, p. K85-K87.

31. Gemperle A. An experimental study of antiphase boundaries contrast of Fe-Si alloys in superlattice reflections // Czechosl. J. Phys., 1968, vol. 18,N. 11, p. 1433-1443.

32. Gemperle A. Fe-Si alloys: ordering in the range from 10 to 23 at. pet. Si // Trans. Met. Soc. AIME, 1968, vol. 242, p. 2287-2294.

33. Gemperle A., Kocik J. ТЕМ observation of lattice deformation in antiphase boundaries of ordered Fe-Si alloys // Physica status solidi, 1967, vol. 19, N.1, p. 333-339.

34. Глезер A.M., Молотилов Б.В. Количественное определение дефор- мации на антифазных границах в сплавах Fe-Si электронно-микроскопическим методом слабых пучков // ФММ, 1973, т. 36, вып.1,С. 162-168.85

35. Глезер А.В., Молотилов Б.В., Соловьев В.А. Упругое взаимодействие дислокаций и антифазных границ в сплаве Fe-Si // ФММ, 1974, т.37,вып. 1,С. 148-155.

36. Gemperle А. Lattice deformation at the slip plane in an ordered Fe-9,8 at.%Si alloy // Physica status solidi (a), 1971, vol. 5, N. 2, p. 775-784.

37. Paidar V. The elastic deformation and the energy of antiphase boundaries in Fe-Si alloys // Czechosl. J. Phys., 1973, vol. 23, N. 12, p. 1337-1344.

38. Глезер A.M. О природе локальной деформации кристаллической ре- тетки на антифазных границах в упорядоченных сплавах // ФММ,1985, т. 60, вып. 2, 271-278.

39. Saburi Т., Nermo S. Antiphase domains and dislocation configurations in the Fe-13 at.% Si alloys // Phil. Mag., 1967, vol. 15. N. 136, p. 813-824.

40. Полищук B.E., Селисский Я.П. Высокотемпературные исследования структуры и электросопротивления сплавов системы Fe-Si-Al // Укр.физ. журн., 1969, т. 14, №10, 1722-1724.

41. Кацнельсон А.А., Полищук В.Е. Энергетические характеристики атомного упорядочения в сплавах железа с алюминием и кремнием //ФММ, 1973, т. 36, вып. 2, 321-325.

42. Phase separation of Fe-Si-Al ordering alloys / T. MLyazaki, T. Tsuzuki, T. Kozakai, Y. Fujimoto // J. Japan Inst Met., 1982, vol. 46, N. 12, p. 1111-1119.

43. Рентгеновское и электронномикроскопическое изучение тонкой структуры упорядочивающихся сплавов Fe-Al-Si, богатых железом /A.M. Глезер, Б.В. Молотилов, В.Е. Полищук, Я.П. Селисский // ФММ,1971, т. 32, вып. 4, 713-722.

44. Глезер A.M.,. Молотилов Б.В. О природе повышенной хрупкости вы- сококремнистых электротехнических сталей // Изв. АН СССР. Метал-лы, 1972, № 4 , 172-177.

45. Пич В. Металлофизические основы материаловедения // Черные ме- таллы, 1976, №12, 3-12.86

46. Marcinkowski M.J., Brown N. Theory and direct observation of disloca- tions in the Fe-Al superlattice // Acta met., 1961, vol. 9, N. 7, p. 764-786.

47. Leamy H.J.,Kayser P.X. The compressive deformation behaviour of long- range ordered polycrystalline Fe-Al alloys // Physica status solidi, 1969,vol. 34, N.2, p.765-780.

48. Leamy HJ., Каузег P.X., I.Tarcinkowski U. J. The plastic deformation be- haviour of long-range ordered Fe-Al alloys 1. Single crystal deformationexperiments // Phil. Mag., 1966, vol. 20, N.I66, p. 763-767.

49. Leamy H.J., Kayser P.X., Marcinkowski M. J. The plastic deformation be- haviour of long-ordered Pe-Al alloys - 2. Transmission electron micro-scopical observation // Phil.Mag., 1966, vol. 20, N. 166, p. 779-797.

50. Lacso G.E., Marcinkowski M.J. Plastic deformation of Fe-Si superlattice // Trans. Met. Soc. AIME, 1969, vol. 245, N. 4, p. 1111-1120.

51. Lacso G.E. , Marcinkowski M.J. Plastic deformation in Fe-Si alloys // Met. Trans., 1974, vol. 5, N. 4, p. 839-845.

52. Yoo M.H., Yoshimi K., Hanada S. Dislocation stability and deformation mechanisms of iron aluminides and silicide // Acta Mater, 1999, v.47. No13, p. 3579-3588.

53. Yamaguchi M., Umakoshi Y. The core structure of <001> screw disloca- tions in a model CsCl type ordered lattice // Script a Met., 1975, vol. 9, N.6, p. 637-640.

54. Libovicky S., Gemperle A. Etching of slip produces antiphase domain boundaries in Fe-Si alloys // Czechosl. J. Phys., 1978, vol. 28, N. 6, p. 649-652.

55. Глезер A.M., Золотарев C.H., Молотилов Б.В. Энергия упорядочения в сплавах железо-кремний, определенная электронно-мик-роскопическим методом слабого пучка // Докл. АН СССР, 1977, т.233, № 1 , с. 97-100.

56. Глезер A.M., Молотилов Б.В. Температурная зависимость меха- нических свойств и дислокационная структура сплавов Fe-Si и Fe-Al //87Изв. АН СССР, сер. физ., 1979, т. 43, №7, 1426-1433.

57. Глезер A.M., Золотарев Н., Молотилов Б.В. Кристаллогеометрия скольжения дислокаций в кремнистом железе // Изв. АН СССР,сер.физ., 1975, т. 39, №7, с. 1510-1512.

58. Crowford R.C., Ray I.L.F., Cockayne D.J.H. Pour-fold dissociations of su- per-lattice dislocations // J. Microsc, 1973, vol. 98, N. 2, p. 196-199.

59. Crowford R.C., Ray I.L.P., Cockayne D.J.H. The weakbeam technique ap- plied to superlattice dislocations in Fe-Al alloys - 2. Pourforld dislocationsin DO3 - type order // Phil. Mag., 1973, vol. 27, N. 1, p. 1-7.

60. Granas L. Long range order and antiphase boundary structure in Fe-6-7 wt. % Si alloys. - Stockholm: Inst. Metallforsk. Rapps., 1972, N. 846. - 29 pp.

61. Mbpvicky S. Two modes of slip systems in iron-silicon crystals // Czechosl. J. Phys., 1971, vol. 21, N. 11, p. 1153-1162.

62. Ito K., Vitek V. Atomistic study of non-Schmid effects in the plastic yield- ing of bcc metals //Phil.Mag.A,2001,v.81,No5, p. 1387-1407.

63. Глезер A.M., Молотилов Б.В. Дислокационная структура холоднока- танных монокристаллов сплава Fe-6,5%Si с ориентировкой (110) 110.//Изв. АН СССР. Металлы, 1974, К 1, 104-111.

64. Paidar V. Cross-slip of supeфartial dislocations in iron aluminides // Phil. Mag. A 2001, V.81, No.5,p.l065-1077.

65. Попов Л.Е., Козлов Э.В. Механические свойства упорядоченных твердых растворов. - М.: Металлургия, 1970. - 168 с.

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

67. Возникновение микротрещин скола в поликристаллическом железе и стали / Дж.Т.Хан, Б. Л. Авербах, B.C. Оуэн, М. Коэн. -В кн.: Атомныймеханизм разрушения. М.: Металлургиздат, 1963, 109-137.

68. Штремель М.А. Нрочность сплавов. М.: МИСиС 1977, 526с.

69. Финкель В.М. Физика разрушения. - М.: Металлургия, 1970. - 376 с.

70. Екобори Т. Физика и механика разрушения и прочности твердых тел. - 88#) М.: Металлургия, 1971. - 264 с.

71. Владимиров В. И. Физическая природа разр5Ш1ения металлов. - М.: Металлургия, 1984. - 280 с.

72. Орован Е. Классическая и дислокационная теории хрупкого разруше- ния. - В кн.: Атомный механизм разрушения. М.: Металлургиздат,1963, 170-184.

73. Гилман Дж. Дж. Скол, пластичность и вязкость кристаллов. -В кн.: Атомный механизм разрушения. М.: Металлургиздат, 1963, 220-^ 253.

74. Петч Н.Дж. Переход из вязкого состояния в хрупкое в «-железе - В кн.: Атомный механизм разрушения. М.: Металлургиздат, 1963, 69-83.

75. Коттрелл А.Х. Теоретические аспекты процесса разрушения. -В кн.: Атомный механизм разрушения. М.: Металлургиздат, 1963, 30-68.

76. Иоффе А.Ф. Избранные труды: В 2х т. - Л.:Наука, 1974. -Т.1. Механи- " ' ческие и электрические свойства кристаллов. 327 с.

77. Давиденков Н.Н. Избранные труды: В 2-х т. - Киев: Наукова-Думка, 1981. - T.I. Динамическая прочность и хрупкость металлов. 704 с.

78. Витман Ф.Ф. О масштабном факторе в явлении хладноломкости стали // Лурн. техн. физики, 1946, т. 16, вып. 9, 961-980.

79. Трефилов В. И., Милъман Ю.В., Фирстов А. Физические основы прочности тугоплавких металлов. - Киев: Наукова Думка, 1975. - 315

80. Routbort J.L. , Reid C.N. , Fisher E.S. Hing-temperature elastic constant and the phase stability of silicon-iron // Actamet., 1971, v. 19, N. 12, p.1307-1316.

81. Buchner A.R., Kemnitz H.D., The elastic constants of Fe-Si alloys in de- pendence on order and composition. - Measurements // Ztschr. -Metallic,1981,Bd. 72, N. 8, S. 575-578.

82. Machova A. Low- temperature dependence of elastic constants of Fe-Si al- 89^ loys // Czechosl. J. Phys., 1977, vol. 27, N. 8, p. 904-909.

83. Machova A. Elastic constants of iron-silicon alloy single crystals // Czechosl. J. phys., 1977, vol. 27, N. 5, p. 555-563.

84. Гуляев A. П., Матросов Ю.И. Влияние кремния на склонность железа высокой чистоты к хрупкому разрушению // Изв. АН СССР, Металлы,1968, №2, 167-171.

85. Buchner A.R., Kemnitz H.D. Erhohung der Streckgrenze; - durch Nahord- nung in Fe-Si-Legierungen // Ztschr. Metallk. ,1978, Bd. 69, N. 1, S. 22-25.

86. Золотарев C.H. О релаксации упругих напряжений и хрупкости упо- рядоченных сплавов: Автореф.. дис. канд. физ.-мат. наук. М., 1979.-18 с.

87. Попов Л.Е., Конева Н.А., Терешко И. В. Деформационное упрочнение упорядоченных сплавов. - М.: Металлургия, 1979. - 255 с.

88. Васильев Л.И., Орлов А.Н. О механизмах упрочнения упорядочиваю- щихся сплавов // ФММ, 1963, т. 15, вып. 3, 481-485.

89. Старостенков М.Д., Дмитриев СВ. Волкова СМ. Энергия образова- ^ ния трубки антифазных границ в упорядоченном сплаве // ФММ,1993, т.35,№1, С 31-37.

90. Глезер A.M. Трубки антифазных границ в сверхструктурах на базе ОЦК решетки: экспериментальное наблюдение и возможный вклад вдеформационное упрочнение // ФММ, 1964, т. 58, вып. 4, с. 786-794.

91. Природа хрупкости и физические предпосылки ее преодоления в вы- сококремнистом железе /A.M. Глезер, Б.В. Молотилов, Ю.А. Матвеев,А. И. Захаров // Изв. АН СССР, сер. физ., 1979, т. 43, № 7, 1415-1421.

92. Глезер A.M., Молотилов Б.В., Погосов В.З. О возможности создания ^^ мелкого зерна в высококремнистой стали // Изв. АН СССР, сер. физ.,1982, т. 46, №4, 696-697.

93. Глезер A.M., Золотарев Н., Молотилов Б.В. Изучение особенностей структуры, текстуры и механических свойств сплава Fe-6,5%Si // Изв.АН СССР, сер.физ., 1975, т.39, №7, 1491-1494.

94. Гельд П.В., Сидоренко Ф.А., Силициды переходных металлов четвер- того периода. - М.: Металлургия, 1971.-581 с.

95. Narita К., Enokizono М. Effect of Ni and Мл addition on ductility and magnetic properties of 6,5 Si-Fe alloys // IEEE Trans. Magn., 1978, vol.14, N. 4, p. 258-262.

96. Uarita K., Teshima N. Recent research of high silicon-iron alloys // Elec- trotechn. cas., 1978, vol. 29, N. 7, p. 572-583.

97. Recent research on high silicon-iron alloys / K. Narita, N. Teshima, Y. Mori, M. Enokizono // IEEE Trans. Magn, 1981, vol. 17, N. 6, p. 2857-•, 2862.

98. Perrier J.C., Brissonneau P. Some physical and mechanical properties of Si-Al-Fe alloys // J. Magn. and Magn. Mater., 1982, vol. 26, N. 1, p. 79-82.

99. Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия / Я.С. Уманский, Ю.А. Скаков, А.Н. Иванов, Л.Н. Расторгуев. -М.: Метал-лургия, 1982. - 632 с.

100. Глезер A.M., Молотилов Б.В. Структура и механические свойства аморфных сплавов. М: Металлургия. 1992. -186 с91

101. В.З.Бродский. Введение в факторное планирование эксперимента. М.: Наука. 1976.-215с.

102. Wakamiya М., Horita Y., Senno H.,Hirota Е. // Proc. 4* Conf. RQM, Sen- dai,Umv., 1981, p. 1577.

103. Arai K., Tsuya N., Ohmori K. et.al. // Trans. IEEE, 1982, v. Mag-18, p.1418.

104. TsuyaN., Arai K., Ohmori K. et.al. // Trans. IEEE, 1980, Mag.-16, p.l267.

105. Kimura H., Ast D.C. Proc. 4* Conf. RQM, Sendai: Sendai Univ., 1981, p.475.

106. Гельд П.В., Сидоренко Ф.А. Силициды переходных металлов четвер- того периода. М.: Металлургия. 1971. 285 с.

107. Андреева Л.П., Гельд П.В. Тр. УПИ. Свердловск, 1968, №167, 15-21.