Структура и свойства массивных аморфных и нанокристаллических сплавов на основе Zr и Fe

Матвеев, Данила Викторович

Структура и свойства массивных аморфных и нанокристаллических сплавов на основе Zr и Fe тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

Матвеев, Данила Викторович АВТОР

кандидата физико-математических наук УЧЕНАЯ СТЕПЕНЬ

Черноголовка МЕСТО ЗАЩИТЫ

2004 ГОД ЗАЩИТЫ

01.04.07 КОД ВАК РФ

Диссертация по физике на тему «Структура и свойства массивных аморфных и нанокристаллических сплавов на основе Zr и Fe»

Автореферат диссертации на тему "Структура и свойства массивных аморфных и нанокристаллических сплавов на основе Zr и Fe"

На правах рукописи

МАТВЕЕВ Данила Викторович

СТРУКТУРА И СВОЙСТВА МАССИВНЫХ АМОРФНЫХ И НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ Zr И Fe

Специальность 01.04.07 - физика конденсированного состояния

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Черноголовка • 2004

Работа выполнена в Институте физики твердого тела РАН.

Научный руководитель:

доктор физико-математических наук Александр Семенович Аронин

Официальные оппоненты:

доктор физико-математических наук Сергей Дмитриевич Калошкин

кандидат физико-математических наук Владимир Степанович Горнаков

Ведущая организация:

Институт проблем технологии микроэлектроники и особо чистых материалов РАН

Защита состоится " Л

- 2004 года в ^ часов

на заседании диссертационного совета Д 002.100.01 в Институте физики твердого тела РАН по адресу: 142432, г. Черноголовка, Московская область, ИФТТ РАН, Институтская ул., 2.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Института физики твердого тела РАН.

Автореферат

Ученый секретарь диссертационного совета доктор физико-математических

В.Н. Зверев

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы диссертационной работы

К наиболее интересным и важным направлениям современной физики конденсированного состояния относятся задачи создания и изучения новых материалов. Именно такими направлениями являются получение и исследование аморфных и нанокристалличе-ских сплавов. Аморфными называют металлы и металлические сплавы, у которых отсутствует дальний порядок в расположении атомов Нанокристаллические материалы- это материалы с экстремально малым размером зерна (до 50 нм). Аморфные и нанокристаллические сплавы обладают высокими механическими и магнитными свойствами и представляют интерес как для фундаментальной науки так и с точки зрения практического использования. Большинство из известных аморфных сплавов получаются в форме лент толщиной 30-50 мкм. Сравнительно недавнее появление массивных металлических стекол усилило внимание к аморфным металлическим материалам. Эти материалы имеют сложный состав и состоят не менее чем из четырех компонентов.

Одним из методов получения нанокристаллических материалов является контролируемая кристаллизация металлических стекол. Создание нанокристаллических сплавов и использование их свойств невозможно без детального понимания процессов, происходящих при кристаллизации аморфных сплавов. Нанокрис-таллическую структуру удается получить далеко не во всех аморфных сплавах, а преимущественно в тех, которые кристаллизуются по первичному механизму. Особенностью массивных металлических стекол является их сложный химический состав, которому на диаграммах фазового равновесия соответствует глубокая эвтектика, что приводит к одновременному образованию нескольких фаз при нагреве. В этом случае нанокристаллическая структура является многофазной.

В настоящее время массивные аморфные сплавы, особенно на основе железа, стабильно получают только в 3 странах: США, Японии и России; данные о свойствах, структурных и фазовых превращениях при повышении температуры крайне немногочисленны и неполны. Так, например, недостаточно исследованы условия формирования нанокристаллической структуры, ее пара-

14 ас. НАЦИОНАЛЬНА« |

БИБЛИОТЕКА .1 1

метры, процессы перемагничивания, происходящие в массивных аморфных и нанокристаллических сплавах на основе Fe.

Наибольший интерес представляют исследования структуры и свойств массивных аморфных сплавов на основе железа и циркония. В аморфном состоянии при комнатной температуре аморфные сплавы на основе циркония имеют высокие механические свойства: предел текучести, равный 840-2100 МПа, величину упругой деформации 4 %. Данных об эволюции структуры и свойств с температурой в этих сплавах практически нет. Наиболее интересными в сплавах на основе железа являются их магнитные свойства. Образование нанокристаллического состояния в аморфных быстрозакаленных сплавах в виде тонких лент приводит к улучшению физических свойств. Поэтому представляется чрезвычайно важным изучить магнитные свойства и доменную магнитную структуру, как в объемных аморфных сплавах, так и в образцах со структурой, сформировавшейся при нагреве. Сведения о возможностях формирования нанокристаллической структуры при нагреве массивных аморфных сплавов, ее параметрах и стабильности отсутствуют. Таким образом, вопросы, связанные с изучением структуры и свойств массивных аморфных и нанокрис-таллических сплавов, фазовых и структурных превращений, происходящих в них при нагреве и эволюции при этом физических свойств, представляются важными и определили актуальность данной работы.

Цель работы

Основными целями диссертационной работы являются исследование формирования нанокристаллической структуры в массивных аморфных сплавах на основе Fe и Zr, ее эволюции в процессе изотермической выдержки, изучение физических свойств сплавов при различных температурах и определение их корреляции со структурой.

Для достижения поставленных целей необходимо решить следующие задачи:

1. Исследовать влияние условий получения массивных аморфных сплавов на их структуру.

2. Исследовать структуру, морфологию и элементный состав фаз, образующихся при кристаллизации.

3. Сформировать нанокристаллическую структуру в массивных аморфных сплавах на основе Fe и Zr.

4. Изучить физические свойства массивных аморфных и нано-кристаллических сплавов и их корреляцию со структурой.

Научная новизна результатов, полученных в диссертационной работе

В диссертационной работе получены следующие новые результаты:

1. Установлено, что в массивных аморфных сплавах на основе Fe и Zr нанокристаллическая структура образуется при нагреве выше температуры стеклования. Определены состав и структура нанокристаллов.

2. Обнаружена немонотонная температурная зависимость механических свойств массивного аморфного сплава Zr50Ti16Cu15Ni19. Показано, что в температурном интервале 293-685К механические свойства контролируются аморфной фазой, при более высоких температурах - нанокристаллической структурой.

3. Обнаружено влияние скрытой теплоты фазового перехода на структуру, образующуюся во время высокотемпературных измерений механических свойств.

4. Показано, что магнитная структура сплава на основе Fe в аморфном состоянии состоит из доменов размером около миллиметра, и сплав обладает магнитомягкими свойствами.

5. Обнаружено, что при образовании нанокристаллической структуры в образцах сплава на основе Fe с размером зерен 10-50 нм происходит уменьшение размеров областей перемагни-чивания до нескольких микронов. Перемагничивание образцов с нанокристаллической структурой происходит путем некогерентного вращения векторов намагниченности.

6. Установлена немонотонная зависимость коэрцитивной силы и намагниченности насыщения нанокристаллических образцов на основе Fe от времени выдержки при повышенной температуре, которые обусловлены изменением магнитных характеристик образующих образец фаз.

Научная и практическая ценность работы

Результаты и выводы работы вносят существенный вклад в понимание физических основ создания новых материалов, в разработку путей управления структурой при внешних воздействиях, в установление принципов формирования наноструктур с целью создания новых материалов с высокими физическими свойствами.

Основные результаты и положения, выносимые на защиту

1. Данные о влиянии условий получения на структуру массивных аморфных сплавов. .

2. Данные исследований фазовых превращений при нагреве массивных аморфных сплавов, структуры и состава фаз, выделившихся при кристаллизации.

3. Экспериментальные результаты механических испытаний массивных аморфных сплавов при повышенных температурах и зависимость механических свойств от структуры сплава.

4. Результаты исследования магнитных свойств и процессов перемагничивания массивных аморфных сплавов и их корреляцию со структурой.

Апробация работы

Результаты, изложенные в диссертации, докладывались и обсуждались на следующих международных и национальных конференциях: XVIII Российской конференции по электронной микроскопии, Черноголовка, 2000 г.; VI International Workshop on Non Crystalline Solids, Bilbao, Spain, 2000; Autumn School on Materials Science and Electron Microscopy, Berlin-Dahlem, Germany, 2000; VII Всероссийской конференции «Аморфные прецизионные сплавы: технология - применение - свойства», Москва, 2000 г.; Национальной конференции по применению рентгеновского, синхро-тронного излучений, нейтронов и электронов для исследования материалов, Москва, 2003 г.

Публикации

Основные результаты диссертации отражены в 5 печатных работах и материалах ведущих российских и международных конференций.

Структура и объем диссертации

Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов и списка цитируемой литературы, изложена на 127 страницах, иллюстрируется 65 рисунками. Список литературы включает 127 наименований.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы работы, ее научное и практическое значение, сформулированы цели и задачи работы, дана краткая характеристика основных разделов диссертации.

В первой главе диссертации проведен обзор имеющихся литературных данных, посвященных исследованию аморфных и на-нокристаллических материалов.

Проанализированы современные представления о методах получения массивных аморфных сплавов. Создание новых композиций, обладающих высокой вязкостью в расплавленном виде, сделало возможным получение сплавов в аморфном состоянии при скорости охлаждения меньше 100 К/с, что позволило получать образцы аморфных сплавов гораздо большего размера. Рассмотрены особенности структуры и физических свойств массивных металлических стекол, а также вопросы, связанные с кристаллизацией аморфных сплавов. Контролируемая кристаллизация металлических стекол является одним из способов получения нано-кристаллических материалов. Развитие данного метода привело к получению нанокристаллических материалов, структура которых обеспечивали им ряд интересных свойств. Оказалось, что нано-кристаллические сплавы на основе Fe имеют хорошие магнитные свойства, а нанокристаллические легкие сплавы на основе AI и Мд являются высокопрочными.

На основании проведенного обзора литературных данных сформулированы и обоснованы основные задачи данной работы.

Во второй главе описаны объекты и методы их исследования.

Массивные аморфные сплавы на основе Zr получены методом плавки во взвешенном состоянии в вакууме с последующим охлаждением на медную подложку. Образцы имели форму усеченного шара диаметром 3-10 мм. Образцы для механических испытаний были приготовлены методом закалки расплава в кварцевой трубке и имели вид стержней диаметром 4 мм. Образцы массивного сплава на основе Fe имели форму стержней диаметром до 2 мм и лент сечением -0.2 х 2 мм2.

Исследование кинетики кристаллизации аморфных сплавов проводилось методом дифференциальной сканирующей калори-

метрии (ДСК) при помощи установки термического анализа DSC-7 PERKIN-ELMER.

Получение нанокристаллической структуры проводилось методом контролируемой кристаллизации аморфных сплавов.

Изучение механических свойств осуществлялось путем испытаний на растяжение. Механические испытания проводились в температурном интервале от 293 до 823К в вакууме в печи сопротивления. Контроль температуры осуществлялся с помощью термопары, которая находилась в непосредственном контакте с образцом. Скорости нагружения составляли 0.0156 мин-1 и 0.75 мин-1 при испытаниях в температурных интервалах 293-723 и 773-823К соответственно.

Определение намагниченности насыщения и коэрцитивной силы образцов осуществлялось с помощью вибрационного магнитометра. Доменная структура образцов на основе Fe исследовалась с помощью техники магнитооптических индикаторных пленок, в которой для выявления состояния магнитной структуры и ее изменения в процессе перемагничивания непрозрачного магнетика используется феррогранатовая пленка с осью легкого намагничивания, лежащей в плоскости пленки.

Рентгеновские исследования структуры образцов проводились на дифрактометре SIEMENS D-500 с использованием СиКа-из-лучения (Х=1.54051 А) для образцов на основе Zr и FeKa для образцов на основе Для увеличения точности в ряде экспериментов использовались съемки с эталонами.

Электронно-микроскопические исследования проводились на электронном микроскопе JEM-100CX II и высокоразрешающем электронном микроскопе (HREM) JEOL-2010FX. Исследования химического состава приповерхностных областей образцов осуществлялось с помощью Оже-электронного спектрометра JAMP-10S. Изучение элементного состава отдельных нанокристаллов производилось в колонне микроскопа JEOL-2010FX в геометрии на просвет с помощью локального рентгеноспектрального анализа.

В третьей главе рассмотрены вопросы, связанные с особенностями структуры массивных сплавов, в частности с образованием при синтезе массивных аморфных сплавов кристаллического слоя на их поверхности.

Исследовалась структура массивных аморфных сплавов 2г65Си175М110А175 и 2г50Си18№17"П5А110. Слитки данных сплавов были получены методом плавки во взвешенном состоянии в вакууме с последующим охлаждением на медной подложке. Скорость закалки при этом составляет -10 К/с.

Проведенные исследования показали, что полученные массивные сплавы имеют аморфную структуру в объеме и тонкий кристаллический слой на поверхности. Поверхностный слой сплава 2г50Си18М117"П5А110 состоит из кристаллов фазы с решеткой типа фазы с решеткой типа и фазы

гг2си.

Структура среза образца сплава 2г50Си18М117"Т15А110, полученная методом сканирующей электронной микроскопии, показана на рис. 1. На нем хорошо виден тонкий слой на поверхности (образец находится слева сверху от него).

Толщина данного слоя составляет 5-10 мкм и она минимальна в частях образца, которые при приготовлении находились в непосредственном контакте с охлаждающей поверхностью.

Помимо компонентов, составляющих сплав, в поверхностном слое присутствуют кислород, углерод и азот. На рис. 2 показаны распределения элементов по глубине в поверхностном слое сплава. Концентрация кислорода резко падает с увеличением расстояния от поверхности и на глубине 20 нм уменьшается до уровня шума. Увеличение концентрации циркония коррелирует с уменьшением концентрации кислорода. Концентрация углерода начинает уменьшаться, только начиная с глубины около 120 нм. Начиная с этой глубины, происходит постепенное увеличение концентраций основных компонентов сплава. Подобная ситуация наблюдалась и в сплаве 2гб5Си17.5М|'юА,7.5- В котором основной кристаллической фазой в поверхностном слое является фаза Си2г2.

Рис. 1. Микрофотография поверхности среза образца сплава 2г50Си18М117]П5А110

Рис. 2. Распределение элементов по глубине в поверхностном слое сплава 2гюСи18М117П5А110

Основной причиной появления кристаллического слоя на поверхности явилась адсорбция примесей при получении на поверхность слитка, и образование на ней, таким образом, карбидов и оксидов. Расчеты скорости сорбции углерода из вакуумной камеры на поверхность слитка за время его охлаждения с использованием уравнения:

д = ¡р(2лткТ)-° 5 - а/г,, (□

где <7 - скоростьсорбции, / - вероятность, с которой адсорбируются молекулы, р - давление газа, т - масса молекулы, к - постоянная Больцмана, Т- температура, ат- количество молекул, образующих монослой на единице поверхности, тк - время конденсации, показали, что на образце формируется углеродный слой толщиной 30-60 нм. Углерод взаимодействует с цирконием, образуя слой карбида (2гС). Толщина этого слоя должна составлять 0.1 мкм, что соответствует экспериментальным результатам.

Образование слоя карбида циркония приводит к изменению химического состава сплава в приповерхностной зоне и сплав «выходит» из области составов, необходимых для аморфизации при данных условиях. Поэтому при охлаждении происходит поверхностная кристаллизация образцов, и в поверхностном слое присутствуют также другие кристаллические фазы, а толщина кристаллического слоя коррелирует с локальной скоростью охлаждения.

В работе обсуждается вопрос, можно ли избежать образования такого кристаллического слоя, если синтезировать образцы, например, при более высоком вакууме. При этом следует учитывать, что при подготовке камеры и охлаждающей поверхности используют различного рода растворители и часть этих растворителей остается в камере и на подложке и может адсорбироваться на образце во время охлаждения, образуя химические соединения с элементами, составляющими сплав, что приводит к образованию кристаллического слоя на поверхности. Формирование такого слоя приведет к изменению химического состава в приповерхностных областях и их последующей кристаллизации.

В четвертой главе представлены и проанализированы результаты исследований фазовых превращений при нагреве массивных металлических стекол 2г50П16Си15М119 и Ре72А15Р106а2С6В4311.

Сплавы после получения имели аморфную структуру. При дифракционных исследованиях никаких признаков кристаллических фаз не было обнаружено, наблюдались только широкие диффузные максимумы, типичные для аморфной структуры.

С помощью ДСК были установлены температура стеклования (Тд) и температура начала кристаллизации сплавов (7"х). Оказалось, что кристаллизация в сплаве 2г50"П16Си15№19 проходит в две стадии. Длительные отжиги образцов при температуре ниже температуры стеклования, не привели к кристаллизации аморфной фазы.

Для выяснения последовательности фазовых превращений и изучения структуры образующихся фаз была проведена термообработка при температурах, соответствующих первому и второму максимумам на кривой ДСК.

По анализу высокоразрешающих электронно-микроскопических изображений кристаллов и соответствующих сечений обратной решетки, полученных методом Фурье-преобразований прямых изображений решеток, было установлено, что на первой стадии выде-

ляется фаза с гексагональной решеткой типа 2г6СоА12. Высокоразрешающее изображение одного из нанокристаллов этой фазы, окруженного аморфной матрицей, представлено на рис. 3.

Рис. 3. Высокоразрешающее изображение нанокристалла фазы с решеткой типа 2г6СоА,2, окруженного аморфной матрицей

На вставке к рисунку показано изображение сечения обратной решетки этого кристалла, полученное методом Фурье-преобразования. По анализу рентгеновских данных было установлено, что кристаллизация образцов аморфного сплава 2г50"П16Си15№19 после термической обработки при 773К (завершение процесса кристаллизации) приводит к выделению трех фаз: фазы со структурой типа 2г6СоА,2, фазы с гексагональной решеткой типа Мд2пг с периодами решетки з=0.524 нм, с=0.854 нм и квазикристаллической фазы с а0=0.254 нм.

На рис. 4 показано изображение микроструктуры образца после термической обработки при 773К.

Нанокристаллы, образующиеся после отжига при данной температуре, имеют размер 20-40 нм. На рис. 5 показан с большим увеличением участок, отмеченный на рис. 4. Изображение получено методом высокоразрешающей электронной микроскопии. На нем видны два кристалла фаз с решетками типа ¿г6СоА12 и Мд2п2 с границей между ними. На вставках показаны сечения обратных решеток этих фаз.

Рис. 4. Микроструктура образца сплава 2г50"П16Си15М119 после термической обработки при Т=773К

Таким образом, нанокристаллизация в сплаве 2г50'П1бСи15М119 проходит в две стадии: сначала, начиная с температуры Т= 685К, образуются нанокристаллы фазы с решеткой типа гг6СоА12, размером до 10 нм, а при более высоких температурах (7=773К и выше) идет параллельное образование гексагональной фазы со структурой типа Мд1п2 и квазикристаллической.

Рис. 5. Высокоразрешающее изображение микроструктуры сплава после термической обработки при 7=773К

Кристаллизация образцов сплава Fe72AI5P10Ga2C6B4Si1 происходит путем практически одновременного образования трех фаз из аморфной матрицы. На рис. 6 представлены дифрактограммы. образцов исследуемого сплава, отожженных в течение 10 и 140 часов при температуре 783К (кривые а и b соответственно). После таких термических обработок в образцах образуется нанокри-сталлическая структура с размером зерна до 50 нм, которая состоит из трех фаз. Первая имеет ОЦК решетку (пространственная группа IтЗт) с параметром ячейки а=0.2872 нм, что соответствует a-Fe. Вторая фаза типа Fe3AIC имеет кубическую решетку с а=0.3794 нм. Третья фаза имеет тетрагональную решетку, подобную решетке фазы Fe3P, но с измененными параметрами ячейки

(а=0.8987 нм, с=0.4434 нм).

40 50 60 70 80 90 100 110 120

angle, 26

Рис. 6. Дифрактограмма образца сплава Fe72AI5P10Ga2C6B4Sit после термической обработки при 783К в течение 10 (а) и 140 (Ь) часов. ОЦК-фаза обозначена звездочкой, фаза с решеткой типа Fe3P -крестиком, фаза Fe3AIC - ромбиком

Определение химического состава нанокристаллов проводилось методом локального рентгеноспектрального анализа непо-

средственно в колонне электронного микроскопа (анализ проводился в геометрии «на просвет»). Установлено, что образующиеся при кристаллизации аморфного сплава Zr50Ti16Cu15Ni19 нанокри-сталлы с решеткой типа MgZn5, имеют состав Zr4qTi7Cu12Ni32, нанокристаллы с решеткой типа Zr6CoAI2 - Zr47Ti18Cu16Ni19 и нано-кристаллы с квазикристаллической структурой отвечают составу Состав.нанокристаллических фаз, образовавшихся при кристаллизации образцов сплава Fe72AI5P10Ga2C6B4Si1, следующий: фаза с решеткой типа Fe3P имеет состав Fe74AI2.5Pi5Ga0.5B6Si2- ОЦК-фаза - Fe84AI6 gP^ao 5Si8 и фаза с решеткой типа

В пятой главе приводятся и обсуждаются экспериментальные результаты исследования магнитных и механических свойств массивных аморфных сплавов.

Исследовались механические свойства сплава Zr50Ti16Cu15Ni19 при температурах 293-823К и их корреляция со структурой, фазовым составом и структурой поверхностей разрушения.

Температурные зависимости механических свойств (предел

текучести (о =о02), пре- о, uts , ч МРа

дел прочности истинное напряжение при разрыве (UTS) и пластичность (относительное удлинение 6)) массивного аморфного сплава Z^iesCUisN'ies бы" ли измерены при испытаниях на растяжение. На рис. 7 представлены температурные зависимости этих свойств. Видно, что предел текучести и предел прочности монотонно уменьшаются с ростом температуры во всем интервале исследуемых темпера-

1750

1300

1Z50

100«

250

400

«00 700 800 Т, К

рис. 7. Температурные зависимости UTS, пределов прочности (af) и текучести (os) и пластичности (6)

тур. При этом скорость уменьшения предела текучести выше, чем скорость уменьшения предела прочности. Температурную зависимость пластичности можно условно разбить на три интервала.

Первый температурный интервал (293-685К) соответствует монотонному увеличению пластичности. Во втором температурном интервале (685-725К) происходит уменьшение пластичности. Третий температурный интервал (725-823К) соответствует резкому увеличению величины 6. При этом происходит изменение структуры поверхностей разрушения. Начиная с температуры испытания 7=388К, поверхности разрушения имеют ярко выраженную венную структуру (рис. 8).

Рис. 8. Поверхности разрушения образцов сплава 2г50Т|,65Си15Ы1185 после испытаний на растяжение при температуре 388К

Данные механических испытаний были сопоставлены с результатами структурных исследований.

Образцы, деформируемые в температурном интервале 293-611 К, после механических испытаний были аморфными. После испытаний на растяжение при Т=685К образцы состоят из аморфной матрицы и нанокристаллов размером 10-20 нм распределенных в ней. При повышении температуры испытаний 685К до T=~725К в сплаве образуется нанокристаллическая структура, размер зерна которой не превышает 30 нм. При этом сплав почти полностью закристаллизовался и наблюдается резкое изменение структуры излома образцов (почти отсутствует венная структура). При дальнейшем увеличении температуры механических испытаний происходит увеличение размера нанокристаллов до 40-50 нм.

Полученные данные свидетельствуют о том, что в температурном интервале 293-685К механические свойства контролируются аморфной фазой, при более высоких температурах - нанокрис-таллической структурой.

При исследованиях структуры образцов сплава 2г507116Си15М|'19 после механических испытаний оказалось, что во время испытаний на растяжение рабочая часть образцов кристаллизуется раньше части в держателях. Эта разница наиболее заметна в образцах после испытаний при температуре 685К (рис. 9). Видно, что структура части образца, находящаяся в держателе (кривая 1), отличается от структуры деформируемой (рабочей) части (кривая 2). Часть в держателе имеет практически аморфную структуру, в то время как характер пиков на рентгеновском спектре рабочей части образца указывает на то, что прошла частичная кристаллизация. При этом деформируемая часть образца кристаллизуется в области, находящейся вблизи места разрыва в большей степени, чем в области вблизи держателей. Эта разница наиболее заметна для образцов после деформации при температурах выше 723К.

Рис. 9. Дифрактограммы образцов после механических испытаний при 685К (1 - часть в захватах, 2 - деформируемая часть)

Такое различие структуры деформируемой части образца и частей в захватах может быть связано с несколькими явлениями.

Во-первых, при Г=685К происходит кристаллизация. В результате выделяется скрытая теплота превращения, что приводит к повышению температуры образца. Из-за недостаточности тепло-воотвода от деформируемой (рабочей) части образца ее температура может превышать температуру частей в держателях.

Во-вторых, рабочая часть значительно деформируется и различие структуры в разных частях образца можно объяснить наличием сильной деформации рабочей части образца.

После дополнительных исследований было установлено, что деформация не влияет на процессы кристаллизации, проходящие при испытаниях на растяжение при повышенных температурах, и кристаллизация происходит вследствие повышения температуры из-за «саморазогрева» образца благодаря выделению скрытой теплоты фазового перехода. Для этого были изготовлены образцы специальной формы, у которых деформация центральной части была минимальной. Но ускорение кристаллизации в ней также наблюдалось.

Магнитные свойства и процессы перемагничивания сплавов на основе Ре в аморфном и нанокристаллическом состоянии и их корреляция со структурой и фазовым составом исследовались в сплаве Ре72А15Р10(За2С6В4311.

На рис. 10 представлена кривая гистерезиса исходного (аморфного) образца при приложении магнитного поля в плоскости образца. Коэрцитивная сила и намагниченность насыщения образца, определенные из этой кривой, составляют 1 Ое и 130 ети/г соответственно. Значения коэрцитивной силы, намагниченности насыщения и форма кривой гистерезиса являются типичными для массивных аморфных магнитомягких материалов на основе железа. На рис. 11 представлено магнитооптическое изображение исходного образца при приложении магнитного поля (на рис. 10 величине магнитного поля, приложенного к образцу, приблизительно соответствует точка а).

На этом рисунке хорошо видны области с различными направлениями намагниченности, разделенные доменными границами, которые имеют вид ярких светлых и темных ломаных линий. Размер доменов при этом составляет -1 мм. При изменении магнитного поля происходит смещение границ доменов, и при дальнейшем намагничивании образца эти доменные стенки аннигилируют, и магнитная структура образца становиться однородной.

Рис. 10. Кривая гистерезиса образца аморфного сплава

РвтАР^аАВА

Рис. 11. Доменная структура, возникающая при перемагничивании аморфного сплава

При образовании нанокристаллической структуры происходит изменение магнитных свойств. Во-первых, уменьшается намагниченность насыщения и, во-вторых, увеличивается коэрцитивная сила. Изменения наблюдаются и в доменной структуре. Характер изменения контраста изображения магнитостатических полей в образце при изменении магнитного поля свидетельствует о том, что перемагничивание образцов с нанокристаллической структурой происходит путем некогерентного вращения векторов намагниченности. Процесс перемагничивания образца после термической обработки в течение 5 часов при 783К показан на рис.12.

Изображения магнитной структуры (рис. 12Ь, с, с1) соответствуют участкам Ь, с и д на кривой намагничивания (рис. 12а). Магнитооптическое изображение образца, предварительно намагниченного в плоскости до насыщения, после снятия магнитного поля показано на рис. 12Ь. На данной фотографии можно различить области с различной ориентацией направления магнитного момента (светлые области означают, что магнитный момент имеет большую компоненту вектора намагниченности, направленную перпендикулярно плоскости образца в сторону индикаторной пленки, темные -в противоположную). При дальнейшем изменении величины и полярности поля вначале происходит исчезновение неоднороднос-тей контраста при Н-Нс (средняя намагниченность образца в плоскости близка к нулю), а затем происходит инверсия направления векторов намагниченности областей перемагничивания.

При исследовании зависимостей коэрцитивной силы и намагниченности насыщения нанокристаллических образцов от времени выдержки при повышенной температуре оказалось, что эти зависимости немонотонны: намагниченность насыщения вначале уменьшается, а затем плавно повышается при увеличении времени отжига, в то время как коэрцитивная сила сначала возрастает, а затем уменьшается. На рис. 13 показаны зависимости намагниченности насыщения (а) и коэрцитивной силы (Нс) (Ь) образцов от

времени отжига при температуре 783К.

Наблюдаемое изменение намагниченности насыщения и коэрцитивной силы связано с фазовыми превращениями, происходящими в образце во время изотермической выдержки. В диссертации выдвинуто и обосновано предположение, что причиной изменения магнитных свойств нанокристаллического образца является изменение со временем отжига магнитных характеристик

Рис. 12. Магнитооптическое изображение образца аморфного сплава „Са^В^, после термической обработки при 783К в течение 5 ч:

а - условная кривая гистерезиса;

Ь - магнитооптическое изображение образца, предварительно намагниченного до насыщения, после снятия магнитного поля; с - микрофотография магнитной структуры, полученная при приложении к образцу поля отрицательного знака Н-Нс; б - магнитооптическое изображение образца, после снятия с образца поля отрицательной полярности.

фазы с решеткой типа Ре3А1С. Поскольку в нанокристаллической структуре перемагничивание образцов происходит путем некогерентного вращения векторов намагниченности, то в этом случае коэрцитивная сила должна быть обратно пропорциональна намагниченности насыщения, что и наблюдалось в нашем случае.

Рис. 13. Зависимости намагниченности насыщения (а) и коэрцитивной силы (Ь) образцов сплава Ре72А15Р10Са2С$В4811 в зависимости от времени термической обработки при 783К

В заключение сформулированы основные выводы по диссертации:

1. Обнаружено образование при синтезе тонкого кристаллического слоя на поверхности массивных аморфных сплавов на основе циркония. Показано, что появление слоя вызвано адсорбцией примесей из камеры на поверхность слитка при охлаждениях, приводящих к образованию на поверхности карбидов и оксидов, изменению, вследствие этого, состава приповерхностных областей и их кристаллизации.

2. Исследована последовательность образования фаз при нагреве массивных аморфных сплавов 2г50"П16Си15№19 и

В сплаве на основе нанокристаллизация проходит в две стадии, в сплаве на основе железа - в одну. Изучена структура и установлен химический состав фаз.

3. Показано, что образование нанокристаллической структуры в сплавах происходит при температурах выше температуры стеклования. Нанокристаллическая структура в каждом из исследуемых сплавов состоит из трех фаз с размером зерен менее 50 нм.

4. Изучены механические свойства массивного аморфного сплава 2г50"П15Си15Ы119 при повышенных температурах при испытаниях на растяжение и их корреляция со структурой. Показано, что температурная зависимость механических свойств носит немонотонный характер. Относительное удлинение достигает -400 % при -823К. В температурном интервале 293-685К механические свойства контролируются аморфной фазой, при более высоких температурах - нанокристаллической структурой.

5. Обнаружено влияние теплоты кристаллизации на структуру деформируемой части образцов при высокотемпературных испытаниях.

6. Изучены магнитная структура и магнитные свойства аморфных образцов массивного аморфного сплава Ре72А15Р10Са2С6В4811 и их изменения при образовании нанокристаллической структуры. Показано, что в аморфном сплаве размер доменов составляет около миллиметра и сплав обладает магнитомягкими свойствами (коэрцитивная сила и намагниченность насыщения аморфных образцов составляют 1 Ое и 130 ети/г соответственно).

лической структурой происходит путем некогерентного вращения векторов намагничивания.

8. Установлены немонотонные зависимости коэрцитивной силы и намагниченности насыщения нанокристаллических образцов от времени выдержки при повышенной температуре: намагниченность насыщения вначале уменьшается, а затем плавно повышается, в то время как коэрцитивная сила сначала возрастает, а затем уменьшается. Эти зависимости обусловлены эволюцией магнитных характеристик образующихся фаз.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ ОПУБЛИКОВАНЫ В СЛЕДУЮЩИХ РАБОТАХ:

1. G. Е. Abrosimova, A. S. Aronin, Yu. V. Kir'janov, D. V. Matveev, V. V. Molokanov, 1.1. Zverkova. «Crystalline layer on the surface of Zr-based bulk metallic glasses». J. Non-Cryst. Solids. 288, 121, (2001).

2. G. Abrosimova, A. Aronin, D. Matveev, I. Zverkova, V. Molokanov, S. Pan,

A. Slipenyuk. «The structure and mechanicak properties of bulk ZrS0Ti,6Cut5Ni,a metallic glasses». J. Mater. Sci. 36, 16, 3933, (2001).

3. Г. E. Абросимова, А. С. Аронин, Ю. П. Кабанов, Д. В. Матвеев,

B. В. Молоканов. «Магнитная структура и свойства массивного сплава Fe72AI5P10Ga2C6B4Si, в аморфном и нанокристаллическом состоянии». ФТТ 46, 5, 858 (2004).

4. Г. Е. Абросимова, А. С. Аронин, Ю. П. Кабанов, Д. В. Матвеев, В. В. Мо-

локанов, О. Г. Рыбченко. «Зависимость микроструктуры и магнитных свойств массивного аморфного сплава Fe^jP^GajCgB^Si, от термообработки». (ФТТ, принята в печать.)

5. Г. Е. Абросимова, А. С. Аронин, Д. В. Матвеев, В. В. Молоканов. «Образование и структура нанокристаллов в массивном металлическом стекле Zr50Ti165Cul5Ni)a». (ФТТ, в печати.)

Сдано в набор 30.03.2004 г. Подписано в печать 5.04.2004 г. Формат 60x90 V,, Бумага офсетная. Печать офсетная. Зак. 111. Тир. 70. Объем 1,5 п. л.

Подготовлено и отпечатано в типографии ИПХФ РАН

142432, г. Черноголовка, Московской обл., пр-т Академика H.H. Семенова, 5

^-8 166

Содержание диссертации автор исследовательской работы: кандидата физико-математических наук, Матвеев, Данила Викторович

ВВЕДЕНИЕ.

1. ЛИТЕРА ТУРНЫЙ ОБЗОР.

1.1. Термодинамика и кинетика кристаллизации аморфных сплавов.

1.1.1. Образование аморфных сплавов.

1.1.2. Реакция кристаллизации в аморфных сплавах.

1.1.3. Зарождение.

1.1.3.1. Гомогенное зарождение.

1.1.3.2. Гетерогенное зарождение.

1.1.4. Рост кристаллов.

1.1.4.1. Линейный рост.

1.1.4.2. Параболический рост.

1.1.5. Кинетика кристаллизации.

1.1.6. Разделение фаз.

1.1.7. Кинетика роста зерен.

1.1.8. Кристаллизация. Статистический подход.

1.2. Массивные аморфные сплавы.

1.2.1. Образования массивных металлических стекол.

1.2.1.1. Термодинамическая точка зрения.

1.2.1.2. Кинетическая точка зрения.

1.2.1.3. Структурная точка зрения.

1.2.2. Методы получения массивных аморфных сплавов.

1.2.2.1. Метод штамповки расплава при высоком давлении.

1.2.2.2. Метод закалки в воде.

1.2.2.3. Метод закалки расплава в медную изложницу.

1.2.2.4. Метод дуговой плавки.

1.2.2.5. Метод однонаправленной ионной плавки.

1.2.2.6. Метод всасывания расплава.

1.3. Важнейшие свойства массивных аморфных сплавов.

1.3.1. Механические свойства.

1.3.2. Магнитные свойства.

1.4. Постановка задачи.

2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКАИССЛЕДОВАНИЙ.

2.1. Получение.

2.2. Калориметрические исследования.

2.3. Исследование механических свойств.

2.4. Исследование магнитных свойств.

2.5. Исследование доменной структуры.

2.6. Рентгеновские исследования.

2.7. Электронная микроскопия.

2.8. Анализ химического состава образцов.

2.8.1. ОЖЕ — электронная спектроскопия.

2.8.2. Локальный энергодисперсионныйрентгеноспектральный анализ.

3. ИЗУЧЕНИЕ ВЛИЯНИЯ УСЛОВИЙ ПРИГОТОВЛЕНИЯ НА СТРУКТУРУ

МА ССИВНЫХ АМОРФНЫХ СПЛАВОВ.

3.1. Выводы.

4. ПРЕВРАЩЕНИЯ В МАССИВНЫХ АМОРФНЫХ СПЛАВАХ НА ОСНОВЕ Zr u Fe ПРИ НАГРЕВЕ. МОРФОЛОГИЯ, СТРУКТУРА,

ФАЗОВЫЙ СОСТАВ.

4.1. Фазовые превращения при нагреве в массивных аморфных сплавах на основе Zr. Формирование нанокристаллической структуры.

4.1.1. Последовательность и структура образования фаз.

4.1.2. Определение состава фаз.

4.2. Фазовые превращения при нагреве в массивных аморфных сплавах на основе Fe. Формирование нанокристаллической структуры.

4.1.1. Последовательность образования фаз и их структура.

4.2.2. Состав фаз.

4.3. Выводы.

5. ФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА МАССИВНЫХ АМОРФНЫХ И НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ.

5.1. Механические свойства массивных аморфных и нанокристаллических сплавов на основе Zr.

5.1.1. Зависимости пластичности, предела прочности и предела текучести сплава Zr5oTij6. Cui$Ni#, от температуры и их корреляция со структурой.

5.1.1.1. Температурный интервал механических испытаний 293 - 685 К.

5.1.1.2. Температурный интервал механических испытаний 685 - 725 К.

5.1.1.3. Температурный интервал механических испытаний 725 - 825 К.

5.1.2. Особенности структуры деформируемых образцов сплава ZrsoTiи. CuisNiy.

5.2. Магнитные свойства массивных аморфных и нанокристаллических сплавов на основе Fe.

5.2.1. Доменная структура образцов сплава Fe72Al5PwGa2C6B4Sii.

5.2.1.1. Процессы перемагничивания в аморфном сплаве Fe72Al5P1oGa2C6B4Si1.

5.2.1.2. Процессы перемагничивания в нанокристаллическом сплаве Fe72Al5PioGa2C6B4Sii.

5.2.2. Зависимость магнитных свойств массивного аморфного сплава Fe72Al5Pi0Ga2C6B4Si 1 от термообработки.

5.2.2.1. Зависимость намагниченности насыщения массивного аморфного сплава Fe72Al5РiQGa2C^4Sii от времени термообработки.

5.2.2.1. Зависимость коэрцитивной силы массивного аморфного сплава Fe 72А1 $Р j oGa2 C$B4Si] от времени термообработки Л

5.3. Выводы.

Введение диссертация по физике, на тему "Структура и свойства массивных аморфных и нанокристаллических сплавов на основе Zr и Fe"

К наиболее интересным и важным направлениям современной физики конденсированного состояния относятся задачи создания и изучения новых материалов. Именно таким направлением является получение и исследование аморфных и нанокристаллических сплавов. Аморфными называют металлы и металлические сплавы, у которых отсутствует дальний порядок в расположении атомов. Они получили также название металлических стекол. Нанокристаллическими материалами, согласно общепринятым представлениям [1], называются сплавы с экстремально малым размером зерна (до 50 нм). Одним из способов получения нанокристаллических материалов является контролируемая кристаллизация металлических стекол [1,2,3]. Аморфные и нанокристаллические сплавы обладают высокими механическими и магнитными свойствами и представляют интерес, как для фундаментальной науки, так и с точки зрения практического использования. Например, нанокристаллические сплавы на основе Fe имеют хорошие магнитомягкие [4] и магнитожесткие свойства [5], а нанокристаллические легкие сплавы на основе А1 и Mg являются высокопрочными [6].

Большинство из ранее известных аморфных сплавов получают методом закалки расплава на быстро вращающийся диск. Скорость охлаждения расплава при этом составляет 105-106 К/с, и образцы получаются в виде лент толщиной 30-50 мкм, что ограничивает их применение. Сравнительно недавнее появление массивных металлических стекол усилило внимание к аморфным металлическим материалам [7-11]. Создание новых композиций, обладающих высокой вязкостью в расплавленном виде, сделало возможным получение сплавов в аморфном состоянии при скорости охлаждения меньше 100 К/с, что позволило синтезировать образцы гораздо большего размера. Для некоторых металлических стекол критическая скорость охлаждения настолько мала, что, например, сплав состава Pd4oNi4oP2o был получен в объемной форме в виде шарика диаметром ~25 мм [12]. Одним из самых распространенных методов синтеза массивных металлических стекол является закалка расплава на охлаждающую поверхность или в медную изложницу.

Создание нанокристаллических сплавов и использование их свойств невозможно без детального понимания процессов, происходящих при кристаллизации аморфных сплавов. Нанокристаллическую структуру удается получить далеко не во всех аморфных сплавах, а преимущественно в тех, которые кристаллизуются по первичному механизму. Массивные металлические стекла, как правило, имеют сложный химический состав, на диаграммах фазового равновесия их состав соответствует глубокой эвтектике, что приводит при нагреве к одновременному образованию нескольких фаз. В этом случаю нанокристаллическая структура является многофазной, что усложняет ее исследования.

В настоящее время массивные аморфные сплавы, особенно на основе железа, стабильно получают только в 3 странах: США, Японии и России; данные о свойствах, структурных и фазовых превращениях при повышении температуры крайне немногочисленный неполны. Так, например, недостаточно исследованы условия формирования нанокристаллической структуры, ее параметры, процессы перемагничивания, происходящие в массивных аморфных и нанокристаллических сплавах на основе Fe.

Большой практический интерес для исследования представляют массивные аморфные сплавы на основе железа и циркония. С одной стороны, они имеют очень широкую область переохлажденной жидкости, которая для некоторых сплавов на основе Zr превышает 100 К [13], а для сплавов на основе Fe - 60 К [14], а с другой - обладают уникальными физическими свойствами. Например, некоторые сплавы на основе циркония имеют большой предел текучести, равный 840-2100 МПа, величину упругой деформации ~4 %, большую пластичность и хорошую коррозионную стойкость [15], а сплавы на основе железа - хорошие магнитомягкие свойства с максимальной намагниченностью насыщения 1.3 Т и коэрцитивной силой менее 5 А/м. Известно также, что образование нанокристаллического состояния в аморфных быстрозакаленных сплавах на основе Fe приводит к улучшению магнитных свойств материала [16]. Поэтому представляется чрезвычайно важным изучить магнитные свойства и доменную магнитную структуру, как в объемных аморфных сплавах, так и в образцах со структурой, сформировавшейся при нагреве. Сведения о возможностях формирования нанокристаллической структуры при нагреве массивных аморфных сплавов, ее параметрах и стабильности отсутствуют. Таким образом, вопросы, связанные с изучением структуры и свойств массивных аморфных и нанокристаллических сплавов, фазовых и структурных превращений, происходящих в них при нагреве и эволюции при этом физических свойств, представляются важными и определили актуальность данной работы. Цель работы

Целью диссертационной работы является изучение влияния условий получения массивных аморфных сплавов на их структуру, определение фазового и элементного состава образующихся при кристаллизации фаз, исследование условий формирования наноструктур при нагреве массивных аморфных сплавов, изучение физических свойств массивных аморфных и нанокристаллических сплавов и их корреляции со структурой. Научная новизна работы

В диссертационной работе получены следующие новые результаты:

2. Обнаружена немонотонная температурная зависимость механических свойств массивного аморфного сплава ZrsoTi^CuisNi^. Показано, что в температурном интервале 293 К — 685 К механические свойства контролируются аморфной фазой, при более высоких температурах — нанокристаллической структурой.

5. Обнаружено, что при образовании нанокристаллической структуры в образцах сплава на основе Fe с размером зерен 10-50 нм происходит уменьшение размеров областей перемагничивания до нескольких микронов. Перемагничивание образцов с нанокристаллической структурой происходит путем некогерентного вращения векторов намагничености.

Основные результаты и положения, выносимые на защиту

1. Данные о влиянии условий получения на структуру массивных аморфных сплавов.

Научная и практическая иенность

Результаты, изложенные в диссертации, докладывались и обсуждались на международных и национальных конференциях: XVIII Российской конференции по электронной микроскопии, Черноголовка, 5-8 июля 2000 г.; VI International Workshop on Non Crystalline Solids, Bilbao, Spain, 13-15 September 2000; Autumn School on Materials Science and Electron Microscopy, Berlin-Dahlem, Germany, 10-15 October 2000; VII Всероссийской конференции «Аморфные прецизионные сплавы: технология — применение - свойства», Москва, 14-16 ноября 2000 г.; IV Национальной конференции по применению Рентгеновского, Синхротронного излучений, Нейтронов и Электронов для исследования материалов, Москва, 17-22 ноября 2003 г. Публикации

Основные результаты диссертации отражены в 5 печатных работах и материалах ведущих российских и международных конференций. Структура и объем диссертации

Заключение диссертации по теме "Физика конденсированного состояния"

5.3. Выводы

При испытаниях на растяжение были изучены механические свойства массивного аморфного сплава ZrjoTii6Cui5Nii9 при повышенных температурах и их корреляция со структурой.

- установлена немонотонная зависимость механических свойств образцов сплава ZrjoTii6Cui5Nii9 от температуры испытаний: относительное удлинение увеличивается при температуре ~575 К и достигает своего промежуточного максимума 140 % при 685 К, затем уменьшается (до 80 %) при Т— 725 К и одновременно увеличивается предел прочности. При последующем повышении температуры относительное удлинение опять увеличивается и достигает ~400 %;

- при температуре ~575 К наблюдается переход от гетерогенной деформации к гомогенной;

- показано, что механические свойства определяются структурой и фазовым составом образцов при различных температурах. В температурном интервале 293 К - 685 К механические свойства контролируются аморфной фазой, при более высоких температурах - нанокристаллической структурой;

- обнаружено различие в структуре образцов из деформируемой (рабочей) и недеформируемой частей, связанное с различной степенью протекания фазовых превращений при кристаллизации аморфной фазы. Оно обусловлено «саморазогревом» деформируемой части образца вследствие выделения скрытой теплоты фазового перехода;

Изучены магнитная структура и магнитные свойства аморфных образцов массивного аморфного сплава Fe72Al5Pi0Ga2C6B4Sii> их изменение при нагреве и корреляция с образующейся структурой.

- показано, что сплав в аморфном состоянии имеет магнитную структуру, состоящую из доменов размером порядка миллиметра, и обладает магнитомягкими свойствами (коэрцитивная сила и намагниченность насыщения аморфных образцов составляют 1 Ое и 130 emu/г, соответственно);

- обнаружено, что при образовании нанокристаллической структуры с размером зерен 10-50 нм происходит уменьшение размеров областей перемагничивания до нескольких микрон;

- перемагничивание образцов с нанокристаллической структурой происходит путем некогерентного вращения векторов намагниченности;

- установлена немонотонная зависимость коэрцитивной силы и намагниченности насыщения нанокристаллических образцов от времени выдержки при повышенной температуре: намагниченность насыщения вначале уменьшается, а затем плавно повышается при увеличении времени отжига, в то время как коэрцитивная сила сначала возрастает, а затем уменьшается;

- температурная эволюция магнитных свойств обусловлена изменением магнитных характеристик образующих образец фаз.

Заключение

Результаты отдельных этапов работы подробно описаны в конце соответствующих глав. Резюмируя изложенное, основные выводы, выносимые на защиту, формулируются следующим образом:

1. Обнаружено образование при синтезе тонкого кристаллического слоя на поверхности массивных аморфных сплавов на основе циркония. Показано, что появление слоя вызвано адсорбцией примесей из камеры на поверхность слитка при охлаждении, приводящих к образованию на поверхности карбидов и оксидов, изменению вследствие этого состава приповерхностных областей и их кристаллизации.

2. Исследована последовательность образования фаз при нагреве массивных аморфных сплавов Z^oTi^CuisNijg и Fe72Al5Pi0Ga2C6B4Sii. В сплаве на основе Zr нанокристаллизация проходит в две стадии, в сплаве на основе железа — в одну. Изучена структура и установлен химический состав фаз.

4. Изучены механические свойства массивного аморфного сплава Zr5oTii6Cui5Nii9 при повышенных температурах при испытаниях на растяжение и их корреляция со структурой. Показано, что температурная зависимость механических свойств носит немонотонный характер. Относительное удлинение достигает ~400 % при ~823 К. В температурном интервале 293 К — 685 К механические свойства контролируются аморфной фазой, при более высоких температурах — нанокристаллической структурой.

6. Изучены магнитная структура и магнитные свойства аморфных образцов массивного аморфного сплава Fe72Al5P1oGa2C6B4Sii и их изменения при образовании нанокристаллической структуры. Показано, что в аморфном сплаве размер доменов составляет около миллиметра и сплав обладает магнитомягкими свойствами (коэрцитивная сила и намагниченность насыщения аморфных образцов составляют 1 Ое и 130 emu/r, соответственно).

7. Обнаружено, что при образовании нанокристаллической структуры происходит уменьшение размеров доменов до нескольких микронов и перемагничивание образцов с нанокристаллической структурой происходит путем некогерентного вращения векторов намагничивания.

В заключение хочется выразить благодарность научному руководителю доктору физико-математических наук Александру Семеновичу Аронину за постоянное внимание, многочисленные обсуждения и всестороннюю поддержку на всех этапах настоящей работы. Хочу также поблагодарить Галину Евгеньевну Абросимову за неоценимую помощь при рентгеновских исследованиях и бесчисленные консультации. Хочется поблагодарить Вячеслава Владимировича Молоканова за предоставленные исходные сплавы. Также я благодарен Оксане Геннадьевне Рыбченко, Ирине Ильиничне Зверьковой и Елене Юрьевне Игнатевой, советы которых оказали мне серьезную поддержку в ходе проведения работы и ее оформления. Завершение работы стало возможным благодаря помощи в проведении экспериментов и плодотворному обсуждению полученных результатов с Юрием Петровичем Кабановым. Автор признателен также всему коллективу лаборатории струкурных исследований за полезные советы и техническое содействие в ходе работы.

Список источников диссертации и автореферата по физике, кандидата физико-математических наук, Матвеев, Данила Викторович, Черноголовка

1. G. Herzer. IEEE Trans. Magn. v.25, 3327 (1989).

2. U. Koster, U. Schuheman, M. Blank-Bewersdorf, S. Brauer, M. Sutton, G.P. Stephenson. Mater.Sci.Eng. A133,611 (1991).

3. Г.Е. Абросимова, A.C. Аронин, В .А. Стельмух. ФТТ 33, 3570 (1991).

4. P. Allia, С. Beatrice, F. Vinai, M. Knobel, T.R. Sato. Appl. Phys. Lett. 59, 2454 (1991).

5. R. Coehoorm, D.B. De Mooiji, J.P.W.B. Duchateau, K.H.J. Buschow. J. Phys. 49, 699(1988).

6. Z.C. Zhong, X.Y. Jiang, A.L. Greer, Rapidly Quenched and Metastable Materials (RG9), Book of Abstracts, p.244, Bratislava, August 25-30 (1996).

7. A. Inoue, T. Zhang, T. Masumoti. Mater. Trans. JIM 33, 177 (1990).

8. A. Inoue, T. Zhang, N. Nishiyama, K. Ohba, T. Masumoti. Mater. Trans. JIM 34, 1234(1993).

9. A. Peker, W.L. Johnson. Appl. Phys. Lett. 63, 2342 (1993).

10. A. Inoue. Mater. Trans. JIM 36, 866 (1995).

11. A. Inoue, T. Zhang, T. Itoi, A. Takeuchi. Mater. Trans. JIM 38, 359 (1997).

12. A.J. Drehman, A.L. Greer, D.Turnbull. Appl. Phys. Lett. 41, 716 (1982).

13. T. Zhang, A. Inoue, T. Masumoto. Mater. Trans. JIM 32, 1005 (1991).

14. A. Inoue, Mater. Sci. Eng. A226-228,357 (1997).

15. Y.H. Kim, A. Inoue, T. Masumoti. Mater. Trans. JIM 31, 747 (1990).

16. Y. Yoshizawa, K. Yamauchi, T. Yamane, H. Sugihara. J. Appl. Phys. 64, 6047 (1988).

17. A. Paul. Chemistry of Glasses, Chapman and Hall, London 1990.

18. D.R. Uhlmann, in: Progress in Materials Science, ed. J.W.Christian, P.Haasen and T.B. Vassalski, Chalmers Anniversary Vol, Pergamon Press, Oxford p. 277 (1981).

19. C.V. Thompson, F. Spaepen. ActaMetall. 27,1855 (1979).

20. U. Koster, P. Weiss. J. Non-Cryst. Solids, 17, 359 (1975)

21. Ф.Е. Люборский, "Аморфные металлические сплавы", М. Металлургия1987. с.584.

22. U. Herold, U. Koster, in: Proc. 3rd Int. Conf. On Rapidly Quenched Metals, ed. B. Cantor, Vol.1, The Chameleon Press, London p.281 (1978).

23. D.E. Polk, H.S. Chen. J. Non-Cryst. Solids, 15, 165 (1974).

24. R. Ray. J. Mater. Sci., 16,2924 (1981).

25. D. Turnbull. Contemp. Phys. 10,473 (1969).

26. I. Guyzov, S.Toschev, Advances in Nucleation and Crystallization of Glasses, ed. L.L.Hench. American Ceramic Society. Columbus. OH. 1971.P. 10.

27. H. Rawson, Inorganic Glass-Forming Systems, Academic Press, London (1967)

28. U. Koster, U. Herold, in: Topics in Applied Physics: Glassy Metals I, eds. H.-J. Guntherrodt and H. Beck, Springer-Verlad, Berlin p. 225 (1981)

29. M. Dvorak, R.Lauterbach, in: Moderne Beschichtungsverfahren, eds. H.-D. Steffens and W. Brandl, DGM Informationsgesellschaft Verlag, Oberursel p. 86 (1992)

30. A.L. Greer. Acta Metall. 30, 171 (1982).

31. U. Koster, J. Meibhardt, Y. Birol, A. Aronin. Z. Metallkd. 86,171 (1995).

32. U. Koster, U. Schunemann, in: Rapidly Solidified Alloys, ed. H.H. Liebermann, Marcel Dekker Inc., New York p. 303, 1993.

33. D.Turnbull, M.H. Cohen, Modern Aspects of the Vitreous State, vol.1, Butterword, London (1960).

34. D. Turnbull, M.H. Cohen. J. Chem. Phys. 29,1049 (1958).

35. U. Koster. in: Summer School in Amorphous Metals, eds H. Matyja and P.G. Zielinski, World Scientific, Philadelphia p. 113 (1986).

36. P. Haasen. Physikalische Metallkude, Springer Verlag, Berlin (1984)

37. H.P. Puis, J.S. Kirkaldy/ Metallurg. Trans. 3, 2779 (1972).

38. J.W. Christian, The Theory of Transformations in Metals and Alloys Pergamon Press, Oxford 1975.

39. U. Koster, H. Alves, J. Meinhardt, in: Trans. Mat. Res. Soc. Jpn., Symposium Advanced Materials 93 III/A: Computations, Glassy Materials, Microgravity and Non-Destructive Testing, eds. T. Masumoto et al. Vol. 16A, Elsevier p. 691994).

40. A.J. Drehman, A.L. Greer. Acta Metall. 32, 323 (1984).

41. W.L. Johnson. Curr. Opin. Solid State Mater. Sci. 1996. V. 1. P. 383;

42. R. Busch, Y.J. Kim, S. Schneider, W.L. Johnson. Mater. Sci. Forum. 1996. V. 225-227. P.77

43. Г.Е. Абросимова, A.C. Аронин, А.Ф. Гуров, Ю.В. Кирьянов, В.В. Молоканов. ФТТ, 41,1129 (1999).

44. U. Koster, J. Meinhsrdt, S. Roos, A. Rudiger. Mater. Sci. Forum. V. 225-227,, 311 (1996).

45. J.W. Cahn, R.J. Charles. Phys. Chem. Glasses 6,181 (1965).

46. J.E. Burke, D. Turnbull. Prog. Metal. Phys. 3, 220 (1952).

47. P.A. Beck, J.C. Kremer, L.J. Demer, M.L. Holtworth. Trans. Am. Inst. Min. Engrs. 175, 372 (1948).

48. J.E. Burke. Trans. Am. Inst. Min. Engrs. 180, 73 (1949).

49. H.V. Atkinson. Acta Metall. 32,469 (1988).

50. R.A. Vandermeer, H. Hu. Acta Metall. Mater. 42, 3071 (1994).

51. C. Suryanarayana. Intern. Mater. Rev. 40, 47 (1995).

52. Быстрозакаленные металлические сплавы: Материалы V международной коннференции" под ред. С. Штиба, Г. Варлимота, с.376, М.Металлургия (1989).

53. U. Herold, Ph.D.-thesis, Bochum (1982).

54. N. Nishiyama, A. Inoue. Mater. Trans. JIM 38,464 (1997).

55. A. Inoue, N. Nishiyama. Mater. Sci. Eng. A226-228, 401 (1997).

56. A. Inoue. Mater. Sci. Forum,179 181, 691 (1995).

57. A. Inoue. Sci. Rep.Res. Inst. Tokohu Univ. A42,1 (1996).

58. A. Inoue. Proc Japan Acad. 73B, 19 (1997).

59. D.R. Ulmann. J. Non Cryst. Solids. 7,337 (1972).

60. E. Matsubara, T. Tamura, Y. Waseda, A. Inoue, M, Kohinata, T. Matsumoto. Mater. Trans. JIM 31, 228 (1990).

61. E. Matsubara, T. Tamura, Y. Waseda, A. Inoue, T. Zhang, T. Matsumoto.

62. Mater. Trans. JIM 33, 873 (1992).

63. E. Matsubara, T. Tamura, Y. Waseda, A. Inoue, T. Zhang. T.Matsumoto. J. Non-Cryst. Solids 150, 873 (1992).

64. A. Inoue, T. Negishi, N.M. Kimura, T. Zhang, R. Yavari. Mater. Trans. JIM 39,2,318(1998).

65. H.S. Chen, Rep. Prog. Phys. 43,353 (1980)

66. T. Masumoto, N.M. Kimura, A. Inoue, Y. Waseda. Mater. Sci. Eng. 23, 141, (1976)

67. A. Inoue, T. Nakamura, N. Nishiyama, T. Masumoto. Mater. Trans. JIM 33, 937(1992).

68. A. Inoue, T. Nakamura, T. Sugita, T. Zhang, T. Masumoto. Mater. Trans. JIM 34,351 (1993).

69. A. Inoue, N. Nishiyama. Mater. Trans. JIM 37, 1531 (1996).

70. A. Inoue, N. Nishiyama, T. Kimura. Mater. Trans. JIM 38,179 (1997).

71. A. Inoue, Y. Shinohara, Y. Yokoyma, T. Masumoto. Mater.Trans. JIM 36, 1276 (1995).

72. A. Inoue, T. Zhang. Metals. 3,47 (1994).

73. W. Kurz, D.J. Fisher. Fundamentals of Solidification, Trans Tech Publications Ltd., Switzerland (1989).

74. M.C. Flemings. Solidification Processing, McGraw-Hill, New York, (1974).

75. R. Trivedi, W. Kurz. Acta Met. 34,1663 (1986).

76. A. Inoue, Y. Yokoyama, Y. Shinohara, T. Masumoto. Mater. Trans. JIM 35, 923 (1994).

77. A. Inoue, T. Zhang. Mater. Trans. JIM 36,1184 (1995).

78. A. Inoue Mater. Sci. Foundations Vol.6, p. 1-39 (1999).

79. A. Inoue, Y. Shiuohara, J. Gook, Mater. Trans. JIM 36, 1427 (1995).

80. R.Pond and R.Maddin. Mater. Sci. Eng. 23, 87 (1969).

81. Физическое металловедение: В 3-х т., 3-е изд., перераб. И доп./Под ред. Р.У. Кана, П.Т. Хаазена, 2: Фазовые превращения в металлах и сплавах и сплавы с особыми физическими свойствами: Пер. с англ.

82. М.Металлургия, 1987.624 с.81. "Калориметрия. Теория и практика": Пер. с англ./В. Хеммингер. Г. Хене. —

83. М.: Химия, 1990. Пер. Изд.: ФРГ. 1984.176 с.

84. Й.Л. Макнаугтои, К.Г. Мартимер. Дифференциальная сканирующаякалориметрия. Кильский университет, Перкин Элмер. 55 с.

85. M.JI. Бернштейн, В.А. Займовский. Механичекие свойства металлов. Металлургия. Москва. 1979.496с.

86. JI.M. Дедух, B.C. Горнаков, Ю.П. Кабанов, В.И. Никитенко. Письма в ЖЭТФ 64, 778 (1996).

87. J.L. Suits, B.F. Argyle, M.J. Freiser. J. Appl. Phys. 37,2391 (1966).

88. Я.С. Уманский, Ю.А. Скаков, A.H. Иванов, JI.H. Расторгуев. Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия. Москва. Металлургия. 1982. 632 с.87. © 1997 JCPDS International Centre for Diffraction Data. PC PDFWIN v. 1.30.

89. П. Хирш, А. Хови, P. Николсон, Д. Пэшли, M. Уэллан. Электронная микроскопия тонких кристаллов. Москва. Мир. 1968. 574 с.

90. С.С. Горелик, JI.H. Расторгуев, Ю.А. Скаков. Рентгенографический и электроннооптический анализ. Москва. Металлургия. 1970. 366 с.

91. Дж. Спенс. Экспериментальная электронная микроскопия высокого разрешения: Пер. с англ./Под ред. В.Н. Рожанского.-М.:Наука. Гл. Ред. Физ.-мат. Лит. 1986. 320 с.

92. Г В. Спивак, Г.В. Сапарин, М.В. Быков. Растровая электронная микроскопия. УФН. 99,4,635 (1969).

93. Практическая растровая электронная микроскопия. Под ред. Дж. Гоулдстейна, X. Яковица. — М.: Мир. 1978. 656 с.

94. Davis L.E., MacDonald N.C. et al., Handbook of Auger Electron Spectroscopy, 2nd edition, Physical Electronics inc., Eden Prarie, Minn, 1976.

95. J. Schroers, R. Busch, A. Masohr, W. L. Johnson. Appl. Phys. Lett. 74,2806 (1999).

96. Q. Wei, N. Wanderka, P. Schubert-Bischoff, M.P. Macht, S. Friedrich. J. Mater.1. Res. 15,1729 (2000).

97. A.S. Schaafsma, H. Snijders, F. van der Woude, J.W. Drijver, S. Radelaar. Phys.1. Rev. B. 20,4423 (1979).

98. Jl.B. Позанов. Вакуумная техника. Высшая школа. Москва. 1982. 352 с.

99. J. Schroers, К. Samwer, F, Szuecs, W. L. Johnson. J. Mater. Res. 15, 16172000).

100. U. Koster. Mater. Sci. Eng. 97, 233 (1988).

101. J.W. Cahn, D. Shechtman, D. Gratias. J. Mater. Res. 1, 13 (1986).

102. J. Eckert, N. Mattern, M. Zinkevitch, M. Seidel. Mater. Trans. JIM 39, 623 (1998).

103. J. Saida, M.S. El-Eskandarany, A. Inoue, Scripta Mater. 48,1397 (2003).

104. S. Spiriano, C. Antonione, R. Doglione, L.Battezzati, S. Cardoso, J.C. Soares, M.F. Da Silva. Phil.Mag. 76B, 4, 529 (1997).

105. U. Koster, J. Meinhardt, S. Roos, H. Liebertz. Appl. Phys. Lett. 69, 2, 179 (1996).

106. U. Koster, J. Meinhardt, A. Aronin, Y. Birol. Z. Metallkd. 86,171 (1986).

107. Г.Е. Абросимова, A.C. Аронин, В.А.Стельмух. ФТТ 33, 12, 3570 (1991).

108. G. He, W.Loser, J. Eckert, Scripta Mater. 48, 1531 (2003).

109. Pearson's Handbook of Crystallographic Data for Intermetallic Phases, by P.Villars & L.D.Calvert. American Society for Metals, Metals Park, Oh 44073. V.3. p. 3528 (1986).

110. J.L. Walter, S.F. Bartram, R. Russell. Met. Trans. A 9, 6, 803 (1978).

111. Г.Е. Абросимова, A.C. Аронин, Л.П. Варопаева. Металлофизика 11, 3,102 (1989).

112. В.А. Андрющенко, А.Г. Драчинская, Т.В. Ефимова, Е.И. Николайчук, В.В. Полотнюк. Металлофизика и новейшие технологии 17, 5,26 (1995).

113. В.А. Андрющенко, А.Г. Драчинская, Т.В. Ефимова, С.В. Левантович, Е.И. Николайчук, В.В. Полотнюк. УФЖ 37, 7, 1057 (1992).

114. О.Кубашевски. Диаграммы состояния двойных систем на основе железа, Металлургия, М. 1985. 183 с.

115. L.Q. Xing, D.M. Herlach, M. Cornet, C. Bertrand, J.-P. Dallas, M.-H. Trichet, J.-P. Chevalier. Mater. Sci. Eng. a226-228, 874 (1997).

116. Дж. Хирт, И. Лотте. Теория дислокаций. Атомиздат, М. (1972). 599с.

117. J. Schietz, К. W. Jacobsen. Science. 301, 1357 (2003).

118. A. Inoue, A. Takeuchi, В. Shen. Mater. Trans. ЛМ 42, 970 (2001).

119. R. Smith, G. Jones, D. Lord. IEEE Trans. Magn. 24, 1868 (1988).

120. H. Krontmuller. J.Phys (Paris) 41-c8, 618 (1981).

121. G. Brown, M. Hawley, D. Markiewicz, F. Spaepen, E. Barth. J. Appl. Phys. 85, 4415 (1999).

122. G. Herzer. J.Magn. Magn. Mater. 112, 258 (1992).

123. R. Alben, J. Becker, M. Chi. J. Appl. Phys. 49, 1653 (1978).

124. G. Herzer. Mater. Sci. Eng. a133 1 (1990).

125. O. Kohmoto, N. Uchida, E. Aoagi, T. Chon, K. Higara. Mater. Trans. ЛМ 31, 820(1990).

126. R. Schafer, A. Hubert, G. Herzer. J. Appl. Phys. 69, 5325 (1991).

127. K. Suzuki, D. Wexler,.J. Cadogan, V. Sahajwalla, A. Inoue, T. Masumoto. Mater. Sci. Eng. a226-228, 586 (1997).

128. C.B. Вонсовский, Я.С. Шур. Ферромагнетизм. ОГИЗ, Гостехтеориздат. М.-Л. 1948.816 с.