Закономерности формирования дальнего и ближнего порядка в магнитных прецизионных сплавах тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

1. Введение.

2. Современные представления о структуре магнитных прецизионных сплавов.

2Л Характеристика магнитных прецизионных сплавов и типов превращений в них.

2.2 Структурные особенности ГЦК сплавов на основе системы <ЛП - Яс.

2.3 Твердые растворы Ре-А1 и Ге-£>| на основе железа с ОЦК структурой.

2.3.1 Тонкая структура твердых растворов Fe-Al.

2.3.2 Структурные исследования твердых растворов

2.4 Превращения в магнитнотвердых сплавах на основах Fe,Со и Мп с образованием фаз некубической симметрии.

2.5 Аморфные сплавы.

2.6 Постановка задачи исследования.

3. Методика исследований.

3.1 Методы изучения структуры сплавов.

3.1.1 Диффузное рассеяние монокристаллов.

3.1.2 Изучение интегральной интенсивности и профиля отражений моно и поликристаллов, расчет степени порядка,микронапряжений, локальных искажений решетки.

3.1.3 Изучение интерференционной функции и функции радиального атомного распределения аморфных сплавов.

3.1.4 Измерение периодов решетки,прецизионный фазовый анализ.

3.1.5 Метод малоуглового рассеяния.

3.1.6 Метод электронной микроскопии и дифракции.

3.2 Метод ЯГР.

3.3 Измерения магнитных свойств.

3.4 Выплавка сплавов,приготовление образцов.

4. Исследование процессов упорядочения и расслоения в магнитных сплавах на основе никеля с ГПК решеткой.

4.1 Особенности тонкой структуры упорядочивающихся сплавов »легированных титаном и молибденом.

4.2 Исследование структурных особенностей сплавов Бб. »легированных алюминием,вблизи состава /1 ¿в.

4.3 Структурные изменения в богатых никелем сплавах К1-М0.

4.4 Выводы по разделу 4.'.

5. Исследование процессов упорядочения и расслоения в упругих Ферромагнитных сплавах на основе с ГНК структурой.

5.1 Введение.

5.2 Тонкая структура закаленного твердого раствора.

5.3 Образование V фазы при отпуске.

5.3.1 Изменение морфологии,периодов решетки и когерентных напряжений при гомогенном

V превращении. Ц®

5.3.2 Изменение локальной конфигурации и магнитных моментов на атомах Ре при превращении.

5.3.3 Концентрационное расслоение при У-У' превращении.

5.3.4 Изменение магнитных свойств при ¿f — Y' превращении.

5.3.5 Гетерогенный Механизм Y - ^ ' превращения.

5.3.6 Тепловые эффекты при У'превращении.

5.3.7 Влияние структуры на формирование текстуры и упругих свойств при отжиге.

Развитие науки и техники невозможно без создания широкого класса сплавов с различным сочетанием физических свойств: магнитных,упругих,механических - класса прецизионных сплавов. Создание сплавов с заданными физическими характеристиками требует детального знания их структуры - типа и морфологии фазовых составляющих,искажений структуры,типа и степени ближнего и дальнего порядка,особенностей концентрационного расслоения,поскольку эти факторы являются причинами,обусловливающими изменение физических свойств сплавов.Важное значение имеет также изучение связи между процессами структурных изменений и изменений физических характеристик сплавов.

В большинстве прецизионных сплавов практически важное сочетание свойств достигается в неравновесных состояниях,в метастабильных и промежуточных состояниях,образующихся в процессе фазовых превращений.Поэтому изучение тонкой структуры начальных и средних стадий процессов превращений,необходимое для создания общей теории реакций в твердых телах,имеет и важное прикладное значение.

Особо важное значение среди класса прецизионных сплавов имеют магнитные материалы.Сюда относятся прежде всего группы магнитномягких сплавов,характеризующихся высокими значениями начальной проницаемости,низкой коэрцитивной силой,малыми гистерезисными потерями при перемагничивании.Наиболее известной системой,на основе которой созданы десятки композиций магнитномягких сплавов является система -Те,,Наряду с широко применяющимися бинарными сплавами (пермаллой,50Н),важное значение имеют сплавы,легированные Т1 и А1,а также Сч и Мо.Так например,среди пермаллойной группы известны сплавы с сочетанием высоких магнитномягких и прочностных характернотик - 81НМА,80НЮ и другие.Ряд промышленных сплавов инварной и элинварной групп,аномалии упругих и тепловых свойств которых имеют магнитную природу,получен легированием железонике-левых сплавов с меньшим содержанием (36 - 44 %). Большое промышленное значение имеют сплавы систем Тв~ ¿1, Т^'М, Ре.-$1-А£,.Это прежде всего трансформаторные и динамные. стали, магнитострикционные материалы,сплавы для головок магнитной записи и ряд других.

В структурном аспекте сплавы системы ]\Г1-р£ (32 - 100 % ) и сплавы железного угла системы Ре51А1 относятся к кубическим сплавам соответственно с ГЦК и ОЦК решетками.Основными процессами,протекающими в них являются процессы гомогенного и гетерогенного упорядочения,образования ближнего порядка,сопровождаемых концентрационным расслоением.Введение Т1 и А1 в сплавы Г\Гх -Ре приводит к выделению в них упорядо 1 л1 ченной фазы 1» - .о .Образование ь фазы наблюдается в большом числе сплавов на основе <}\Г1 , рЕг-ЗЛс-Сл. .Изучению этого процесса в отдельных системах посвящено большое число работ,в основном выполненных электронномикроскопичес-ким методом.В соответствии с этим основное внимание в них уделено морфологическим особенностям процесса,а также связи структурных особенностей с изменением электросопротивления и механических свойств.Такие вопросы как сопровождающее процесс концентрационное расслоение,влияние когерентных искажений на кинетику и морфологию,тонкая структура начальных стадий процесса изучены недостаточно.Образование / фазы в К1-РЕ, прецизионных сплавах на основе элинварного и перма-ллойного составов также недостаточно изучено как в морфологическом и структурном аспектах,так и в отношении связи особенностей процесса превращения с магнитными свойствами.Изучение закономерностей формирования структуры в этих сплавах, наряду с большим прикладным значением,важно также для выявления общих закономерностей фазовых превращений и влияния на них основных параметров: химического взаимодействия атомов различных компонентов,размерного фактора,упругой энергии и других.

Тнердые растворы А1 и$1 в ©¿--железе характеризуются наличием ближнего порядка по типу сверхструктур В2 и ЭО3 »образующихся в обеих системах при большем содержании легирующих элементов.Величины атомных диаметров железа,кремния и алюминия находятся в следующем соотнршении и соответственно введение В1 вызывает понижение,а А1 увеличение периода решетки твердого раствора,область которых намного шире в случае сплавов Ре-А1.Картина диффузного рассеяния железоалюминиевых твердых растворов имеет сложный и необычный тип и характеризуется наряду со сверхструктурными диффузными максимумами серией диффузных отражений в несоизмеримых положениях обратной решетки.Сравнительное изучение особенностей рассеяния и моделей ближнего порядка в бинарных твердых растворах РеА1 и Ре$1 ,а также в тройных Ре-^1-А1 представляет большой научный интерес,в частности для выявления влияния химизма атомного взаимодействия и размерного фактора на тип рассеяния и тонкую структуру твердых растворов.

В последние годы класс магнитномягких сплавов пополнился новыми перспективными магнитномягкими материалами - группой аморфных сплавов.На основе Ре,Х"1 ,Со созданы десятки композиций аморфных сплавов,обладающих прекрасным сочетанием магнитных,механических и резистивных характеристик - высокой магнитной проницаемостью,низкой коэрцитивной силой,высоким электросопротивлением и износостойкостью.К наиболее важным системам сплавов с высокой магнитной проницаемостью относятся сплавы системы Со-Ре-В.Структурный аспект проблемы изучения металлических стекол включает следующие основные вопросы. Первый - изучение структуры аморфного состояния,модели ближнего атомного порядка,его зависимости от химического взаимодействия компонентов сплава.Несмотря на большое число работ, достаточной ясности в понимании этого вопроса не достигнуто, прежде всего из-за неоднозначности в интерпретации дифракционных данных.Поэтому является целесообразным продолжение работ по исследованию ближнего порядка в различных системах аморфных сплавов с использованием различных дифракционных методов в широком диапазоне углов,включающем малоугловое рассеяние,а также сочетание структурных методов с другими, например, изучением различных физических свойств.

Второй важный вопрос проблемы аморфных материалов - это изучение структурных изменений,протекающих при нагреве металлических стекол: изменение ближнего атомного порядка,последовательности фазовых превращений при кристаллизации,образование метастабильных и промежуточных состояний.Структурные изменения в аморфном состоянии,а также проблема низкотемпературного перехода из аморфного в кристаллическое состояние наряду с несомненным теоретическим значением имеет и важное прикладное,так как эти процессы позволяют направленно влиять на физические свойства аморфных прецизионных сплавов. Сплавы системы Со-Ре-31-В,имеющие важное промышленное применение в качестве сплавов с высокой магнитной проницаемостью, недостаточно изучены в свете »протекающих, в них структурных процессов,их композиционной зависимости и их влияния на магнитные свойства.

Другой важной группой магнитных прецизионных материалов является группа магнитнотвердых сплавов,обладающих высокими значениями магнитной энергии и коэрцитивной силы.Высококоэрцитивные состояния.в сплавах этого типа соответствуют неравновесным состояниям,образующимся в процессе фазовых переходов типа распада или упорядочения.Особое место среди магнитнотве-рдых материалов занимают сплавы,в которых процессом,ответственным за повышение коэрцитивной силы является процесс образования упорядоченной фазы некубической симметрии с одним четко выраженным кристаллографическим направлением и соответственно с высокими значениями константы магнитной анизотропии.К сплавам такого типа относятся,например, сплавы систем Со-Р1 и Ре-Р'Ь с ГЦК - ГЦТ (Ь 10) превращением,сплавы Мп с бй и А1 соответственно с ГЦК - ГЦТ и ГПУ - ГЦТ переходами,ЯСо^ и другие.Наиболее высокие значения Нс,достигнутые к настоящему времени,получены на сплавах этого типа.До недавнего времени считалось,что структура высококоэрцитивного состояния соответствует наличию однодоменных ферромагнитных частиц в слабо магнитной матрице.Тонкие структурные исследования высококоэрцитивных состояний некоторых сплавов (Ре-РЪ ,Со-1Ъ ) показало,что эта модель не является единственной.Дальнейшее исследование структуры различных,в том числе высококоэрцитивных состояний в сплавах с применением чувствительной методики очень важно и имеет принципиальное значение для понимания природы магнитнотвердых сплавов.В последнее время,наряду с классическими сплавами для постоянных магнитов на основах Со,Ре-Со большой интерес вызывают сплавы марганцевой группы, обладающие ценным сочетанием свойств.

Таким образом,магнитные прецизионные материалы как мягкого, так и жесткого классов характеризуются однотипными структурными процессами,связанными с установлением ближнего и дальнего атомного порядка: ближнего порядка на фоне кристалл лической или аморфной матрицы,гомогенного или гетерогенного образования упорядоченных фаз.Особенности морфологии и кинетики процессов в отдельных системах,определяющиеся структурами матричной и выделяющейся фаз,наличием когерентности структур,величиной и анизотропией упругих напряжений,характером взаимодействия компонентов сплава,определяют уровень их магнитных свойств.

Целью настоящей работы являлось изучение закономерностей процессов образования ближнего и дальнего атомного порядка в магнитных прецизионных сплавах и влияния природы структурных составляющих,кинетики и морфологии процессов и особенностей химического взаимодействия компонентов на формирование магнитных свойств.Рассмотрены сплавы магнитномягкого, элинварного и магнитнотвердого классов,характеризующиеся следующими типами превращений: образование ближнего и дальнего порядка типа В2 и в ОЦК твердых растворах,образование упорядоченной фазы кубической симметрии Ь ^ в ГЦК твердых растворах,образование упорядоченных фаз некубической симметрии Ы0, ,В19 в ГЦК и ГПУ твердых растворах, образование ближнего и дальнего порядка в аморфных системах.

Результаты работы могут быть сформулированы в следующих основных выводах,положениях выносимых на защиту.

I. Установлены закономерности атомного упорядочения в магнитных прецизионных сплавах,как основного процесса,ответственного за формирование их физических свойств: гомогенного и гетерогенного образования ближнего и дальнего порядка в кристаллической и аморфной системах.Выявлены механизмы и последовательности превращений и типы структур с оптимальным сочетанием физических свойств.

2. Образование упорядоченной фазы кубической симметрии Ь ^ из ГЦК твердого раствора,характерное для сплавов магни-тномягкого и элинварного классов,рассмотрено на сплавах системы .АГг-Ре. »легированных элементами,стимулирующими образование сверхструктуры Ь 12 - Т1 и А1,а также Сч и Мо.Изменение морфологии,концентрационного расслоения,локальной координации и их влияния на магнитные свойства прослежены от самых ранних до равновесных стадий превращения.

3. Установлены закономерности образования магнитноодно-осных,упорядоченных фаз некубической симметрии (Ы0, 1)0 22 В19) из ГЦК и ГПУ твердых растворов,характерного для магнит-нотвердых сплавов с наиболее высокими значениями коэрцитивной силы,в сплавах систем Со-Р1 ,Fe-Pt ,Мп-&а и Мп-А1-С.Первая стадия процесса упорядочения характеризуется быстрым исчезновением исходной матрицы и образованием когерентных,сильно ис^ каженных структур с равноосными областями разных ориентировок тетрагональных фаз Ш0 СГеИ: ,CoPt ) и И^г(Мп3(та) .Обнаружена стабилизация этой структуры концентрационным расслоением в сплавах стехиометрического состава СоР£ .На следующем этапе происходит смена морфологии - образование двойниковых, квазипериодических структур,характеризующихся максимальными значениями Нс.Установлено существование двухфазной области на диаграмме состояния сплавов Ре-Р^Проанализировано взаимодействие двух типов ГЦК - ГЦТ превращений в сплавах

Мп30а.Установлена новая стадия превращения в сплавах Мп-А1-С - расслоение ГПУ твердого раствора на два,с упорядоченной и неупорядоченной структурами и периодичность в расположении пластинчатых выделений фазы Ь 10.

4. Предложены модели ближнего порядка,проанализировано влияние на них типа диаграммы состояния,размерного фактора и энергии электронов проводимости в тройных и бинарных ОЦК твердых растворах системы Ре-51-А1.Картина диффузного рассеяния твердых растворов Ре-А1 объяснена влиянием ближнего порядка замещения типа БО^ и ближнего порядка смещений.Структура бинарных твердых растворов неоднородна и отражает черты, прилегающей к ним области диаграммы состояния.Модель структуры твердых растворов Ге-Б1 - матрица с ближним порядком ХЮо, и обогащенные кремнием области,упорядоченные по типу В2,Ре-А1 - неупорядоченная матрица,искаженная волнами и) -образных смещений и области,упорядоченные по типу ЛИСЦ .Модель структуры тройных твердых растворов меняется в зависимости от соотношения компонентов и носит промежуточный характер между двумя крайними случаями,соответствующими бинарным системам.Стабилизация -образных смещений ОЦК твердого раствора в Ре-А1 сплавах объяснена влиянием энергии электронов проводимости.

Изучено влияние на тонкую структуру сплавов Ре-31 примесей внедрения С, Хг и 0,имеющих важное значение при производстве трансформаторной стали.

5. Закономерности температурного и концентрационного изменения структуры,стабильности и магнитных свойств аморфных сплавов рассмотрены на примере системы Со-Ре-$1-В. Показано,что отжиг сплавов в пределах аморфного состояния вызывает образование химического ближнего порядка,проявляющееся в изменении функции радиального атомного распределения и магнитных свойств,величина и знак которых зависят от состава сплава.Образование ближнего порядка в сплавах с близкой к нулю константой магнитострикции при высокотемпературном отжиге сопровождается ростом ]М 0 на порядок.Уменьшение уио при последующем отжиге ниже точки Кюри объяснено передвижением магнитных доменных границ в устойчивые положения в соответствии со структурными неоднородностями.

Установлены закономерности кристаллизации при нагреве.Характерной чертой является образование устойчивых двухфазных состояний из аморфной матрицы и микрокристаллов ОДК или ОЦК + ГПУ твердых растворов,обедненных металлоидом по сравнению с матрицей.Последовательность и тип соединений кремния и бора, выделяющихся при дальнейшем отжиге,изменяется с составом сплава.Коэрцитивная сила резко возрастает при появлении микрокристаллов, затем уменьшается при их росте и снова растет по мере развития кристаллизации и увеличения дисперсности структуры.

8.6 Выводы по разделу 8.

I. Исследована модель ближнего порядка,стабильность,магнитные свойства и их зависимость от состава аморфных сплавов системы Co-Fe-)Ji-3l-B с содержанием кремния в области II - 23 %,бора 7-12 ^никеля 15 - 21 ^»кобальта 66 - 76 % в закаленном из жидкости состоянии.

Тип ближнего порядка соответствует модели произвольной упаковки сфер,параметры функции радиального распределения не меняются с составом и имеют следующие значения: радиус перо вой координационной сферы - 2,55 А,разброс относительно срео днего значения радиуса - 0,55 А,координационное число -10,55.

Изменение магнитных свойств с составом следующее: намагниченность насыщения и точка Кюри плавно уменьшается с ростом суммарного содержания металлоидов C^älß ).Коэрцитивная сила минимальна в сплаве состава Со^д^Ре^ ¿1 14^^x1,2 и растет с уменьшением бора и увеличением кремния.

2. Отжиг в пределах аморфного состояния вызывает изменение интерференционной и радиальной функций — увеличение интенсивности максимумов I (К) и полуширины первого максимума Р (£), свидетельствующих об атомном перераспределении в аморфном состоянии - образовании химического ближнего порядка.

3. Изучено влияние отжига в аморфном состоянии на магнитные свойства. Отжит ниже точки Кюри в большинстве сплавов сопровождается увеличением Нс , которое объяснено предположением о перераспределении доменных границ при неоднородном ближнем порядке, приводящем к их стабилизации.

Изменение уЛ о после отжига выше Тс определяется составам сплава. При высоких содержаниях кремния наблюдается резкий рост уИ о (в 10 - 40 раз), прогрессирующий при увеличении температуры отжига. Величина зависит от скорости охлаждения от температуры отпуска и обратимо меняется при повторных отжигах выше и ниже точки Кюри,

4, Изучены закономерности кристаллизации при нагреве аморфных сплавов, изменение типа и последовательности образования фаз в зависимости от состава.

5, Общей, характерной чертой начальной стадии низкотемпературной кристаллизации аморфных сплавов системы Со-Ре -¿>1 - В является образование двухфазной структуры, состоящей из аморфной матрицы и ОЦК твердого раствора, обедненного бором по сра

- 293 внению с аморфной матрицей.ОДК фаза имеет более низкую,чем матрица точку Кюри,ее выделение приводит к понижению TQ аморфной матрицы.Расслоение по тяжелым элементам при образрвании ОЦК твердого раствора не происходит.

6. Последовательность образования фаз на начальной стадии кристаллизации различна для сплавов разного состава и может быть двух типов.В сплавах,более богатых кобальтом наблюдается следующая последовательность реакций - одновременное образование ОЦК и ГПУ твердых растворов в аморфной матрице, образование соединения Cog ¿>1,боридов и других соединений. В сплавах с более высоким содержанием кремния - появление следов фазы CogibI »образование ОЦК твердого раствора в аморфной матрице,реакция интенсивного образования соединения COgSl и соединений бора.

7. Устойчивость относительно структурных изменений при нагреве в рассматриваемой группе оплавов максимальна при составе COgg I4,8BIIr2*Температура появления первых кристаллов в аморфной матрице снижается при уменьшении содержания бора и увеличении кремния относительно этого состава.

8. Концентрационное расслоение по тяжелым элементам и соответственно рассеяние вблизи нулевого узла обратной решетки отсутствует в закаленном из жидкости состоянии и после выделения ОЦК и ГПУ твердых растворов в аморфной матрице.Появление соединений кремния и бора вызывает резкий рост интенсивности малоуглового рассеяния,Средний размер частиц выделяющихся фаз сначала растет,затем уменьшается о ростом температуры и времени отпуска по мере распространения процесса кристаллизации по объему сплава,

9. Появление микрокристаллов в аморфной матрице вызывает резкий,на несколько порядков,рост коэрцитивной силы, связанный с появлением кристаллографической анизотропии и резких границ раздела.Повышение температуры вызывает сначала небольшое уменьшение Нс,связанное с ростом размеров частиц фазы,выделившейся первой, и изменением характера перемагничи-вания - увеличением роли процесса смещения.Затем наблюдается дальнейший рост Нс по мере развития кристаллизации и увеличения дисперсности структуры.

9. ОСНОВНЫЕ ВЫВОЛН.

1. Установлены закономерности атомного упорядочения магнитных прецизионных сплавов,основного процесса,ответственного за формирование их физических свойств.

Выявлены механизмы образования ближнего и дальнего порядка в твердых растворах с ГЦК,ОЦК,ГПУ и аморфной структурой, а также типы структур с оптимальными магнитномягкими,маг-нитнотвердыми и элинварными характеристиками.

2. Процесс образования из ГЦК твердого раствора упорядоченной фазы кубической симметрии рассмотрен на примере сплавов магнитномягкого и элинварного классов системы легированных титаном,алюминием,хромом и молибденом.

Показано,что необходимые технике магнитномягкие и прочностные характеристики формируются в процессе гомогенного выделения фазы и расслоения с сохранением полностью когерентной структуры и малой величины когерентных микронапряжений в сплавах с низкими значениями констант магнитной анизотропии и магнитострикции.Лучший сплав этого типа,легированный титаном и молибденом^ характеризуется расслоением по молибдену и отсутствием доменных границ упорядочения.

Установлены закономерности образования упорядоченной фазы 1,в элинварных сплавах,протекающего по двум механизмам - гомогенного и ячеистого распада.Начальная стадия превращения - ближний порядок типа и начало концентрационного расслоения в закаленном состоянии.Характерные черты гомогенного процесса: рост хаотического когерентного ансамбля сферических частиц в неупорядоченной матрице,сопровождающийся увеличением расслоения,различия в периодах решетки фазы и матрицы и когерентных микронапряжений.

Уровень технических свойств - сочетание элинварных и магнитных характеристик с прочностью и добротностью формируется под влиянием двух механизмов У-У* превращения,в соответствии с кинетикой расслоения,изменения морфологии и текстуры отжига.

3. Установлены закономерности образования упорядоченных, магнитноодноосных фаз некубической симметрии (ТЛо^О^,В19) в ГЦК и ГПУ твердых растворах,характерных для класса магнит-нотвердых материалов с наиболее высокими значениями коэрцитивной силы,на типичных сплавах систем Со-1%Ре-Р1,Мп3&а и МП-А1-С.

Начальная стадия превращения ГЦК - ГЦТ не зависит от типа сплава и состоит в образовании тетрагональных зародышей в кубической матрице,быстрого роста их до соприкосновения с образованием когерентной,сложно искаженной структуры из равноосных областей трех ориентировок,занимающих весь объем в сплавах однофазной области.Обнаружено новое явление - стабилизация этой структуры концентрационным расслоением в сплаве стехиометрического состава.

Показано;что максимальные значения коэрцитивной силы достигаются в однофазном состоянии на средней стадии выделения с морфологией типа пластинчатых,квазипериодических двойников.

Впервые определен тип диаграммы состояния сплавов Ре-Р+* между составами Ге^Р* и FePt : существование двухфазной области +

Показано наличие и взаимосвязь двух типов ГЦК - ГЦТ превращений в сплавах Мпдба - образование упорядоченной фазы БО^и бездиффузионное превращение магнитной природы.

Установлена новая стадия в последовательности превращений в сплавах Мп-А1-С : расслоение под влиянием напряжений сплава на две ГПУ фазы - упорядоченную и неупорядоченную,отсутствие стадии снятия напряжений дефектами упаковки,образование фазы Ll0 с морфологией в виде тонких,протяженных пластин по сдвиговому механизму в упорядоченных областях ГПУ и смешанному диффузионно сдвиговому механизму в неупорядоченных областях.

Впервые на массивных образцах обнаружены политипные структуры - корреляция в расположении пластин Z фазы в упорядоченных областях ГПУ фазы,

4, Показано,что в сплавах магнитномягкого,магнитнотвер-дого и элинварного типов образование упорядоченной фазы протекает по двум - гомогенному и гетерогенному механизмам,отличающимся по морфологии,кинетике,скорости достижения равновесия. Механизм процесса оказывает существенное,а иногда определяющее влияние на формирование физических свойств промышленных сплавов.

5. Предложены модели ближнего порядка бинарных и тройных ОЦК твердых растворов системы Fe-Sl-AI на основании изучения картин рассеяния.Проанализировано влияние на них размерного фактора,диаграммы состояния,энергии электронов проводимости.

Особенности диффузного рассеяния в сплавах Fe-Al - серия максимумов на направлениях <III> объяснены ближним порядком смещений - волнами 60 - образных искажений плоскостей {ill}, связанными с влиянием энергии свободных электронов.

Модель структуры бинарных твердых растворов Fe-í?I следующая : области,упорядоченные по типу В2,обогащенные кремнием^ хаотически распределены в матрице с ближним порядком Б03 »твердых растворов Fe-Al - области,упорядоченные по типу ПО, в дефектной матрице с ближним порядком смещений.

Модель структуры тройных сплавов с малым содержанием алюминия подобна модели бинарных сплавов железо-кремний.Влияние А1 проявляется в образовании участков искаженного твердого раствора,количество которого растет при увеличении А1,исчезновении преобладания сверхструктуры В2,расширении области твердых растворов.

В сплавах Ре-А1 с высоким содержанием А1 в области дальнего порядка В2 обнаружен ближний порядок типа 1)0 3 среди неправильно занятых мест решетки.

6. Выявлены процессы,протекающие в железокремниевом твердом растворе под влиянием примесей внедрения ^Г , С и О, играющих важную роль при производстве трансформаторной стали. Установлены закономерности изменения периодов решетки и микроискажений твердого раствора,морфологии и структуры окислов в слое внутреннего окисления под электроизолирующим покрытием, габитус, внутренняя структура и ориентационное соответствие пластин ГЦК мартенсита,образовавшегося под влиянием изменения состава - диффузии -М" в твердый раствор при низкой температуре.

7. Установлены закономерности концентрационного и температурного изменения структуры,стабильности,магнитных свойств аморфных сплавов системы Со-Ре-&1-В.

Показано,что отжиг в пределах аморфного состояния вызывает образование химического ближнего порядка,проявляющегося в изменении интенсивности и полуширины максимумов радиальной функции атомного распределения и магнитных свойств,величина и знак которых зависят от состава сплава.Образование ближнего порядка в сплавах с высоким содержанием кремния сопровождается ростом в десятки раз. Высказано предположение» что обратимое уменьшение 0 при последующем отжиге ниже

- 299 точки Кюри связано с перераспределением магнитных доменных границ в устойчивое положение в соответствии со структурными неоднородностями.

Установлены основные закономерности кристаллизации : начальная стадия характеризуется выделением микрокристаллов метастабильных ОЦК и ОВД + ГПУ твердых растворов,обедненных металлоидами по сравнению с матрицей, с образованием устойчивых двухфазных состояний из аморфной матрицы и микрокристаллов. При дальнейшем отжиге образуются соединения кремния,затем бора,последовательность и тип которых изменяются с составом сплава.Коэрцитивная сила резко возрастает при появлении микрокристаллов, затем уменьшается при их росте и снова возрастает по мере развития кристаллизации и увеличения степени дисперсности структуры.

5.4 Заключение.

Таким образом,структурный процесс,формирующий промышлен-но важное сочетание физических свойств рассматриваемых сплавов, а также большой группы упругих и элинварных сплавов на основе Ш-Ре (36НХТЮ,40ХНЮ,75НХТЮ и других [288] )-это процесс образования упорядоченной фазы М^У^в ГЦК твердых растворах.Элинварная аномалия наблюдается>как известно., в бинарных сплавах М-Рс- [2].Легирование этих сплавов различными элементами,в том числе К'1 образующими, обусловлено двумя причинами: повышением прочностных свойств' в результате выделе-• ^ 1 ния частиц с фазы и смещением температуры Кюри и связанного с ней интервала элинварной аномалии в требуемую область, температур.(для сплавов типа 44НХМТ это климатический температурный интервал 1. 80°).Промышленные термообработки сплавов-отпуски при температурах активного процесса У-Х; превращения, соответствуют неравнрвесным состояниям,средней стадии распада с образованием ТС' фазы.При выборе оптимального режима отпуска следует учитывать,что область элинварной аномалии в сплаве заданного исходного состава смещается при термообработке, поскольку У-У' превращение сопровождается изменением состава матрицы.В процессе термообработки изменяется также и значение модулей упругости и сдвига в соответствии с изменением упругих постоянных монокристаллов при превращении и текстуры,определяемой механизмом превращения,Выведение промышленных сплавов на оптимальные значения физических свойств невозможно без детального учета закономерностей формирования их структуры.

1. Бозорт P. Ферромагнетизм,йзд.ин.лит.,M.,1958,784 с.

2. Chkiazumi S.,Nizoguchi I., Jamaguchi N.,Beckwith P. The invar problem. J.Appl.Phys.,1968,v.3 9,P.939-9^5.

3. Гоманысов В.И.Дозис Е.В.,Мохов Б.Н.,Ногин Н.И. Атомное упорядочение в системе Ni-Fe .В книге "Структурный механизм фазовых превращений металлов и сплавов".М.»Наука, 1976,с.153 158.

4. Гоманьков В.И. Тонкая кристаллическая и атомная магнитная структура сплавов на основе системы железо-никель. Диссертация,М.,1980 г.

5. Полевэ Ж.»Детренн Д.,Ложье Ж.,Неель Л.Новый переход порядок-беспорядок в сплаве NiFe .В кн."Строение металлических твердых растворов",М.»Металлургия,1966,с.450 453.

6. Chamborod A. ,Pauleve J. Anisotrophie Magnetique et ordre dans les aliiayes de Fer-Nickel content de 50 -75 % de Nickel. J.Ehys.Cliem.Sol.,1968,v.29,p.1683-1691.

7. Chamborod A.,Longier J.,Penisson J. Electron irradiation effects on Iron-Nickel invar alloys.J.of magn.and magn.mat., 1979»v.10,p.134-144.

8. Родионов Ю.Л.,Грузин П.Л.,Пряхин В.А. К вопросу о диаграмме состояния сплавов железо-никель.ДАН СССР,1980,т.261,с.1384 1388.

9. Wakelin R.,Jates Е. Study of order-disorder transition of Fe-Ni alloys in FeNi^ region.

10. Prov.Phys.Soc. ,1953>"v.66,p.221 226.

11. Лященко Б.Г.,Литвин Д.Ф.,Пузей И.М.,Абов Ю.Г. Нейтроногра-фическое исследование железоникелевых сплавов пермаллой-ного класса.Кристаллография,1957,т.2,с.64 73.

12. Treuting R.,Batterman B.»Diffraction investigation of long -range order in Ni^Fe permalloy,J.Appl. Phys.,1963,v.34,p.2005 -2008.

13. Гоманьков В.И.,Пузей И.М., Лошманов А.А.,Мальцев Е.М. Тонкая кристаллическая структура легированных пермаллоев, ФММ, 1969, т. 28, с. 262 268.

14. Гоманьков В.И.,Пузей И.М., Мальцев Е.И.,Фролов Н.Я.

15. Упорядочение твердого раствора в молибденовых пермаллоях.В книге "Прецизионные сплавы",М.,Металлургия,1971, В78,с.176 180.

16. Гоманьков В.И. Атомные магнитные моменты в сплавах группы железа.Диссертация на соискание ученой степени кандидата физ.мат.наук,М.,1967,134 с.

17. Cable G.,Wollan Е. Magnetic moment distribution in Ni-Fe alloys,Phys.Rev.,1. B,1973,v.7,p.2005 2010.

18. Low G.,Celins M.,The magnetic moment distribution indulute nickel alloys, J.Appl.Phys.,1963,v.34, p.1195 - 1201.

19. Low G.,Electron structure of some transition metall alloys,Adv.Phys.,1969,v.18,p.371 392.

20. Гоманьков В.И. Распределение атомных магнитных моментов в разбавленных сплавах ui-Mo , ФММ, , 1967,т.23,В6,с» 1126 1128.

21. Власова Е.Н. Исследование структурных особенностей сплавов с ГЦК решеткой.Система Ni-Mo ,ФММ,1967,т.23, 886 891.21* Moss S.,Clapp Р«,Short range order in alloys of nickel,

22. Phys.Rev.,1968,v.-5,171 -175. 22. Dass K.,0kamoto P.»Fesher P.,Thomas G.,Acta Met.,1973,v.21, , 913 918.

23. Власова Е.Н.»Потапов Я.П.,Тяпкин Ю.Д.,Плахтий В.Д*,Кириенко В.И. Исследование структурных превращений в бинарных и легированных V сплавах Nl-Mo,ФММ,1976,т.42,с.1000 2004.

24. Baer М. Zs.Metallkunde,1966,v.57,p.318-329.

25. Вонсовский С.В. Современное учение о магнетизме,ГИТТЛ, М.,1953.

26. Wohlfarth E.,The invar problem,IEEE Trans .Mag. ,1975,v.11,p.1638-1638-1644.

27. Nakamura J.,Invar problem, IEEE Trans.Mag.,1976,v.12,p.278-291.

28. Weis R.,Nature of invar effect,Proc.Phys.Soc.,1963,v.82, p.281-284.

29. Кондорский E.И.,Седов В.Д. Об антиферромагнетизме /-фазы желе за,ЖЭТФ,1958,т.35,с.1579-1580.

30. Кондорский Е.И. 0 причинах особенности физических свойств инварных сплавов,ЖЭТФ,1959,т.37,с.1819 1820.

31. Кондорский Е.И.,Седов В.Л. Изменение атомных магнитных моментов ферромагнитных металлов при всестороннем сжатии, ЖЭТФ,I960,т.38,с.773 779.

32. Collins M.f A measurement by neutron scattering of magnetic moment in a paramagnetic iron-nickel alloy,Proc.Phys.Soc, 1965,v.86,p.973-976.

33. Hatherly M.,Hirokawa K.,Lowde R.,Mallett J. Stringfellow M., Torrie В.,Spin wave energies and exchange parameters in iron-nickel alloys,Proc.Phys.Soc.,1964,v.84,p.55-62.

34. Меньшиков A.3.,Сидоров С.К. Электронная и магнитная структура ГЦК железоникелквых сплавов,в книге "Электронная структура переходных металлов,их сплавов и соединений", Киев, Наукова думка,1974,с.266 271.

35. Гоманьков В.И.,Козис Е.В.,Мальцев Е.И. Магнитная неоднородность и атомное упорядочение в железоникелевых инварах ,Труды МКМ-73,М.,Наука,1974,т.III,с.160 164.- 303

36. Гоманьков В.И.,Козис Е.В.»Мохов Б.Н. Магнитная структура железоникелевых инваров.ДАНСССР,1975,т.225,с.807-810.

37. Меньшиков А.З.,Шестаков В.А.,Сидоров С.К. Критическое рассеяние нейтронов в инварных железоникелевых сплавах, ЖЭТФ,1976,т.70,с.I63-I7I.

38. Menshicow A.Z. Local moment model for the invar effect,J.of Magn. and magn.mat.,1979,v.10,p.205-213.

39. Меньшиков A.3.,Сидоров С.К.»Теплых А.Е. Магнитное состояние Pe-^i-Сч сплавов в области критической концентрации, ФММ, 1978,т.45,с.949-957.

40. Бинатов К.Н.,Кацнельсон А.А.»Родионов Ю.Л. Влияние легирования хромом на атомное упорядочение сплавов никель-железо,*, 1975,т.39,с.I02I-I025.43. | Суховаров В.Ф. Прерывистое выделение фаз в спла1 вах. Издательство "Наука", Новосибирск, 1983,с;Т65.

41. Багаряцкий Ю.А.,Тяпкин Ю.Д. 0 взаимоотношении процессов диффузии и перестройки решетки при распаде пересыщенных твердых растворов в сплавах ДАН СССР,1957,т.115,с.IIII-II14.

42. Келли А.»Никольсон Р. Дисперсионное твердение,М.»Металлургия, 1966.

43. Багаряцкий Ю.А.»Тяпкин Ю.Д. Дополнительные данные пораспаду пересыщенных твердых растворов титана в никеле и нихроме.Кристаллография,I960,т.5,с.882-890.

44. Sass S.,Cohen I. Precipitation in a Kickel-Titanium alloys, Trans.Met.Soc.AIME,1969,v.245,p.153-160.

45. Ardell A. The growth of the prime precipitation in aged Ni-АЪ alloys,Met.Trans.,1970,v.1,p.525-534.

46. Ardell A. The "veining" in electropolished thin foils of supersaturation Ni-Ti alloys,

47. Trans.Met.Soc.AIME,1969,v.245,p.1133-1137.

48. Laughlin D. Spinodal decomposition in Ni based nickel-titanium alloys,Acta Met.,1975,v.24,p.53-58.

49. Hornbogen E.,Meyse W. Gefiige und mechanische Eisenschafte von Legirungen auf Fe-Ш. based,Z.MetalUs:unde,1967,v.58,p.372-380.

50. Винтайкин Е.З.Дмитриев В.Б. Ддовенко В.А. 0 механизме старения сплавов Fe-Ш. -Т1,ФММ, 1978,т.45, с.377-384.

51. Oblak J.,Owcharsci W.,Kear В. Heterogenous precipitation of f 1 Ni^Ti in Hi alloys,Acta Met.,1971,v.19,p.355-363.

52. Земцова H.Д.,Малышев К.А. Прерывистый распад в сплавах Fe-^i-li .В книге "Структурный механизм фазовых превращений металлов и сплавов ,М.,Наука,1976,с.138.

53. Суховаров В.Ф.»Строкатов Р.Д., 0 процессе прерывистого выделения У 1 фазы,ФММ,1975,т.40,с.348-353.

54. Jim S.,Morris J.,Chen G.,ThomasHA?he transformation of the Ni-АЪ based alloy,Met.Trans.,1978,A9,p.1625-1633.

55. Oblak J.,Doherty J.,Leamy А.Деаг B.Precipitation of У inthe V of Ni base superalloys,Met.Trans.,1974,v.5,p.1252-1255.

56. Горбач В.Г.,Козятник Н.Н.,Кокорин В.В.,Самсонов Ю.И., Чуистов К.В. Старение и мартенситное превращение в сплаве аелезо-никель-титан.ФММ,1974,т.37,с.580-589.

57. Гунько I.П.,Чуистов К.В.Докорин В.В. Структура состаренного аустенита сплава Fe-N:L-AI,$MM, 1977,т.43,с.427-431.- 305

58. Rastogi P.,Ardell A. The coarsening behavior of the if1' precipitation in Ni-Si alloys,Acta Met., 1971 ,v.19,p.321-330.

59. Угарова E.В.,Травина H.Т.,Тяпкин Ю.Д. Пространственное распределение частиц "У' -фазы и его связь со свойствами в поликристаллах стареющего сплава JvTl 14 % AI. ФММ,1980,т.50,с.872-874.

60. Ardell A.,Nicholson R. On the modulated structuce of Ni-AL alloys,Acta Met.,1966,v.14,p.1295-1309.

61. Тяпкин Ю.Д.»Травина H.Т.»Козлов В.П. Электронномикроско-пическое исследование параметров пространственного распределения выделений второй фазы в стареющих сплавах на1. ФММ |никелевой осн6вё^1973,т.35,с.577-583.

62. Тяпкин Ю.Д.Травина Н.Т.,Козлов В.П. Связь характера и параметров ближнего порядка квазипериодического распределения частиц второй фазы в никелевых сплавах с их структурными характеристиками,ФММ,1975,т.39,с.73-80.

63. Тяпкин Ю.Д. Образование квазипериодических модулированных структур при фазовых превращениях.В сборнике "Проблемы металловедения и физики металлов",М.Металлургия,1976,№ 3,с.6-32.

64. Martens V.,Hembach Е. Strengthening of the Nimonic alloys byordered particles of Nielli, Act a Met.,1975,v.23,p.№~153.

65. Травина H.T. Влияние кристаллической структуры на механические свойства и механизм деформации кристаллов однофазных и двухфазных сплавов.Автореферат докт.диссертации. М.,1975.

66. Козлов В.П.,Тяпкин Ю.Д.»Травина Н.Т.»Кабузенко С.Н, К исследованию пространственного распределения частиц новой фазы,ФММ,19 79,т.4 7,с.1260-1270.

67. Aoki K.,Jzumi О. Flow stress and work hardering in Ni^Alsingle crystals,Acta Met.,197S,v.26,p.1257-1263.

68. Бородкина М.М.,Чомова H.Г.,Эгиз И.В. Исследованиесплавов 4IHXTA рентгенографическим методом.В сб."Прецизионные с плавы",M.,Meталлургия,1968,с•3-7.

69. Прецизионные сплавы.Справочник,M.»Металлургия,1974, с.395-408.1.girungen mit kleinen Temperaturänderungen der elastiscen Eigenschaften,Schweiz.Maschinenmarkt,1977,s•54-55•

70. Лившиц Б.Г. Физические свойства металлов и сплавов. М.,Машгиз,1959.

71. Волков A.C.,Чиненкова C.B. Влияние термообработки на магнитные свойства и добротность сильно деформированного сплава 42НХТЮ.ФММ,1970,т.29,с.433-436.

72. Чиненкова C.B. Влияние отпуска на изменение периода решетки дисперсионнотвердеющих сплавов.ФММ,1971,т.32, с.434-435.

73. Чомова Н.Г. Дисперсионно твердеющие сплавы с малымтемпературным коэффициентом модуля упругости.В кн.Прецизионные сплавы. Сб. трудов ЦНИИЧМ,М.,Металлургия,1956, т.15,с.304-312.

74. Чомова Н.Г. Элинварные сплавы для упругих чувствительных элементов. В кн.Прецизионные сплавы.Сб.трудов ЦНИИ ЧМ,М.»Металлургия,1959,22,с.104-110.

75. Чомова Н.Г. Сплавы с температурно стабильным модулем упругости. В кн.Прецизионные сплавы с особыми свойствами теплового расширения и упругости.Справочник.Издательство стандартов,М.,1972,с.70-88.

76. Рахштадт А.Г. Пружинные сплавы и стади,М.,Металлургия, 1971,

77. Суховаров В.Ф. Старение сплавов по механизму прерывистого распада,Изв.вузов,физика,1976,8,с.104-117.

78. Суховаров В.Ф.,Строкатов Р.Д. 0 процессе прерывистого выделения У' фазы.ФММ,1975,т.40,с.348-353.

79. Суховаров В.Ф.»Кольчужина А.И.,Караваева В.В. Природа влияния температуры закалки на механизм выделения У 1 фазы.ФММ,1972,т.34,с.103-106.

80. Суховаров В.Ф.,Строкатов Р.Д.»Кудрявцева Л.А 0 влиянии кратковременных высокотемпературных нагревов на скоростьIпрерывистого выделения У фазы в сплаве ЗбНХТЮ при различных температурах старения.ФММ,1977,т.44,с.547-552,

81. Суховаров В.Ф.,Строкатов Р.Д. Получение ультрамелкого зерна в сплаве 36НХТЮ,стареющем по механизму прерывистого распада.ФММ,1977,т.44,с,195-198.

82. Суховаров В.Ф.,Свитич Ю.В. Субзеренная структура прерывистого выделения у' фазы в деформированных сплавах. ФММг1979,т.47,с.605-610.

83. Маторин В.И. Исследование структуры и физических свойств91