автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Кинетика процессов структурообразования при кристаллизационном отжиге аморфных сплавов с различным комплексом легирования

На правах рукописи

НИКИФОРОВА Оксана Вадимовна

КИНЕТИКА ПРОЦЕССОВ СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ

ПРИ КРИСТАЛЛИЗАЦИОННОМ ОТЖИГЕ АМОРФНЫХ СПЛАВОВ С РАЗЛИЧНЫМ КОМПЛЕКСОМ ЛЕГИРОВАНИЯ.

Специальность: 05.16.01 - «Металловедение и термическая обработка металлов»

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Санкт-Петербург 2009

003473511

Работа выполнена на кафедре «Исследований структуры и свойств материалов» Государственного образовательного учреждения высшего

профессионального образования политехнический университет»

«Санкт-Петербургский государственный

Научный руководитель:

доктор технических наук, Толочко Олег Викторович

Официальные оппоненты:

доктор технических наук, профессор

Хусаинов Михаил Андреевич

кандидат физико-математических наук,

старший научный сотрудник Кадомцев Андрей Георгиевич

Ведущая организация:

Институт химии силикатов им. И.В. Гребенщикова РАН г. Санкт-Петербург

Защита состоится «/¡Ь» 1>СС01~2009 г. в 16 часов на заседании диссертационного совета Д 212.229.03 при ГОУ ВПО «Санкт-Петербургский государственный политехнический университет» по адресу: 195251, Санкт-Петербург, Политехническая ул. 29, химический корпус, ауд. 51.

С диссертацией можно ознакомиться в фундаментальной библиотеке Санкт-Петербургского государственного политехнического университета.

Автореферат разослан № ,ССЦХ 2009 г.

Ученый секретарь / )

диссертационного совета - // ~

доктор технических наук, профессор "7 , С. Ю. Кондратьев

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы.

Большое внимание к термической обработке сплавов с аморфной структурой в последнее время связано с возможностью получения особых физико-механических свойств в микро- и нанокристаллическом состоянии. Исходное метастабилыюе аморфное состояние, получаемое сверхбыстрой закалкой, не всегда дает оптимум характеристик.

Наиболее ярким примером служат магнитомягкие сплавы типа «Файнмет» специально разработанные для управляемого наноструктурирования в процессе нагрева (отжига). Проведение изотермических режимов такого отжига дает картину структурирования, однако, возможности термической обработки малоизучены, что и обусловливает актуальность данной работы.

Работа выполнялась в качестве контрагентской по контракту с ФГУП ЦНИИ КМ «Прометей» в соответствии с федеральной целевой программой «Национальная технологическая база» на 2007-2011 годы, утвержденной Правительством Российской Федерации 29.01.2007г.

Цели и задачи работы.

Целью работы являлось исследование влияния режимов термообработки, в том числе неизотермических и комбинированных, на процессы структурообразования при нагреве аморфных лент из сплавов функционального и конструкционного назначения различной степени легирования преимущественно на основе железа.

Для достижения поставленной цели были решены следующие задачи:

- выявить температурно-временной интервал структурообразования при нагреве (отжиге) ряда выбранных комплекснолегированных сплавов с изначальной аморфной структурой;

- изучить кинетику процессов протекающих при изотермических, неизотермических и комбинированных режимах отжига выбранных сплавов;

- определить ряд основных физических и механических свойств после различных режимов отжига;

провести сравнительный анализ механизма и кинетики структурообразования с рекомендациями по дальнейшему совершенствованию составов и технологии;

Научная новизна работы.

- выявлены основные закономерности кинетики структурообразования при различных режимах отжига аморфных сплавов в зависимости от легирования;

- показана принципиальная возможность управления микро- и наноструктурным состоянием в случае неизотермической и комбинированной термообработки аморфной структуры;

- выявлено воздействие структуры на различных этапах кристаллизации на основные физические и механические свойства в зависимости от класса легирования;

- представлена схема и расчеты диффузионных процессов роста новой фазы при отжиге сплавов, позволяющая прогнозировать структуру при неизотермических выдержках.

Практическая значимость работы.

Разработан подход и предложена серия режимов термической обработки, позволяющие получать различные варианты структуры отожженных аморфных сплавов.

Показана возможность экспресс-оценки структуры по результатам рентгеноструктурного анализа.

Показаны пути разработки легированных сплавов с микро- и нанокристаллической структурой под новую нетрадиционную технологию термообработки.

Достоверность результатов работы.

Достоверность результатов работы обеспечивалась многочисленными экспериментальными данными с привлечением наиболее современных инструментальных методик рентгеноструктурного,

электронномикроскопического, магнитометрического и дюрометрического анализов. Основные результаты по кинетике вполне соответствуют общим положениям теории и литературным данным.

Апробация работы.

Результаты работы были представлены и обсуждались на следующих семинарах и конференциях: всероссийские межвузовские научно-технические конференции студентов и аспирантов в рамках недели науки СПбГПУ в 2006-2007 гг.; научно-практическая конференция «Научные исследования и инновационная деятельность», Санкт-Петербург, 19-21 июня 2006 г.; политехнический симпозиум «Молодые ученые - промышленности северо-западного региона», Санкт-Петербург, 2006 г.; международная научно-техническая конференция «Проблемы ресурса и безопасной эксплуатации материалов», Санкт-Петербург, 2007 г.; конференция, посвященная 140-летию со дня открытия критических точек Д.К. Чернова «Фазовые и структурные превращения в сталях и сплавах», Санкт-Петербург, 3-5 июня 2008 г.

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 7 работ.

Объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав и библиографии. Содержание работы изложено на 101 странице. Количество таблиц- 19, рисунков -45.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснован выбор направлений исследований, показана актуальность и практическая значимость работы.

Первая глава. Современное состояние вопроса получения и исследования аморфных металлических сплавов на основе Ре.

На основании литературных данных проведен анализ общих представлений о строении и свойствах магнитомягких и конструкционных аморфных сплавов на основе железа. Изложены основные закономерности структурных изменений, происходящих при термической обработке аморфных сплавов.

На основе классической теории образования и роста зародышей новой фазы изложены особенности кристаллизации исследуемых материалов. Приводятся имеющиеся литературные данные о влиянии дополнительных внешних факторов, а также легирования на механизмы кристаллизационных процессов в аморфных сплавах.

Приведены примеры широкого применения аморфных металлических материалов, полученных методом закалки из жидкого состояния, в различных областях промышленности и техники.

На основании анализа литературных данных, в соответствии с целями работы сформулированы задачи исследования.

Вторая глава. Материалы и методы исследования.

Аморфные сплавы, исследуемые в работе, были приготовлены методом закалки расплава на внешней стороне быстровращающегося диска в виде лент. Толщина лент от 20 до 80 мкм. В закаленном состоянии все ленты рентгеноаморфны. Исследования проводились на сплавах систем Ре-Си-МЬ-БьВ, Ре-Мо-Сг-У-В-С и Со-Ме-В-С различных составов.

Анализ фазового состава и степени превращения проводился на дифрактометре ДРОН-З.О и Вгискег .19-Ас1уапсе в монохроматизированном СиКа излучении.

Для выявления параметров тонкой структуры (величины микронапряжений и областей когерентного рассеяния) в исследуемых сплавах были выбраны два дифракционных пика от плоскостей одного семейства, отличающихся порядком отражения - [110] и [220]. Для каждого из исследованных образцов запись профиля интенсивности рентгеновских максимумов проводилась как минимум три раза с усреднением полученных значений.

Эксперименты по малоугловому рассеянию и электронной микроскопии проводились в ФТИ им. Иоффе. Эксперименты по малоугловому рассеянию проводились на оригинальной установке. Электроноскопический анализ проводился на установке .1ЕОЬ-2100Р с ускоряющим напряжением 200 Кэв.

Термическая обработка образцов проводилась в лабораторной печи СУОП. Точность поддержания температуры +3°С. Определение температуры проводилось при помощи хромель-алюмелевой термопары. Отжиг образцов

проводился в интервале 700-100°С при времени 1-120 минут при высоких температурах и 1-48 часов при низких. Неизотермические и комбинированные циклы отжига включали в себя серию режимов: ступенчатые (350->550°С), циклические (350^550°С), (100<->550°С), (550<->650°С).

Для получения дисперсных порошков использовалась установка универсального дезннтеграторно-активаторного размола ДЕЗИ-15, предназначенная для измельчения и активации материалов из нанокристаллических и аморфных сплавов.

Измерение микротвердости проводилось на специально подготовленных шлифах на приборе "ПМТ-3 " при нагрузках 10 г., а так же методом наноиндентирования на приборе N111.

Измерения параметров петли гистерезиса проводилось на оригинальной установке на прямоугольных образцах размером 20x1.5 мм в полях 30-150 А/м при частотах перемагничивания 50-100 Гц.

Третья глава. Кинетика кристаллизации аморфных лент функционального назначения.

Проведен анализ кинетики кристаллизации быстрозакаленных аморфных сплавов АМАГ-200 и 5БДСР системы Ре-Си-МЬ-8ьВ полученных методом спиннингования. Построены диаграммы процессов распада аморфной фазы сплавов АМАГ-200 и 5БДСР в логарифмических координатах, которые указывают температурно-временные границы существования аморфного состояния (рис. 1). При низких температурах начальные стадии диффузионного переноса приводят к образованию сегрегации - областей, обогащенных атомами бора. При температурах выше 300°С уже явно проявляется образование кристаллов а-твердого раствора системы железо-кремний. При температурах порядка 550°С и выше уже начинается процесс выделения избыточных фаз соединений с бором. Также представлена кинетика роста кристаллической фазы в зависимости от температуры и времени термообработки и зависимость размеров кристаллов от температуры и времени.

700

100

1000

юооо

юоооо

бремя, сек.

Рисунок 1. Диаграмма границы процессов распада аморфной фазы сплавов АМАГ-200 и 5БДСР с указанием трех областей существования продуктов

На рисунке 2а показана кинетика роста кристаллической фазы, а на рисунке 26 представлена зависимость размера частиц от температуры

Температура отжига, °с Температура термообработки, °С

Рисунок 2. Зависимость доли кристаллической фазы (а) и размера кристаллитов(б) от темпеоатуры теомической обработки.

В таблице 1 приведен фазовый анализ образцов после отжига при 650°С при времени 30-90 минут специально для выявления состава выделившихся фаз.

Таблица 1. Результаты фазового анализа после отжига образцов при температуре 650°С для сплавов Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9 и РеудСи^М^дВ?^.

Режим термообработки Наличие кристаллических фаз

650°С, 30 мин. а-Ре(4,8%)81

650°С, 60 мин. а-Ре(4,8%)81

650°С, 90 мин. а-Ре(3,6)%81; Ре3В; Ре381; Ре21,988(МЬо.,б7Во.83з)б

Результаты качественно совпадают с имеющимися литературными данными об образовании боридов железа и борида типа 1'еМЬВ.

Полученные выше данные легли в основу разработки комбинированных неизотермических режимов, цель которых изменить структурное состояние вследствие возможной резкой интенсификации диффузионных процессов.

На рисунке 3 показаны результаты рентгеноструктурного анализа после отжигов при различных вариантах обработки.

701

1 2 3 4 5 Режимы термообработки

Рисунок 3. Параметры структуры сплава АМАГ-200 после комбинированных отжигов: I - ступенчатый, 350—>550°; 2 - многократный 350<->550 ; 3 - многократный (5 циклов) ]00«-»550°; 4 - многократный (10 циклов) 100«550°; 5 - многократный 550<^650"

Сравнение показывает, что если изотермические режимы дают при доле кристаллической фазы 50-60% размер кристаллов 8-12 нм, то

неизотермические режимы дают более мелкий размер (3-5 им). Только увеличение циклов приводит к росту кристаллов. Однако высокая стабильность структуры высоколегированных сплавов может полностью затормозить кристаллизацию. Наиболее важным является факт практически отсутствия дальнейшего роста кристаллов для исследуемых сплавов после длительных выдержек (500°, 2 и 5 часов), что говорит о высокой стабильности структуры и отсутствии процессов коалесценции.

Для выявления роли меди аналогичные эксперименты были выполнены на подобном же составе АМАГ-200 только без 1% меди. Медь увеличивает количество кристаллической фазы и увеличивает размер кристаллов как при изотермических режимах, так и в общем виде для комбинированных.

Электронная просвечивающая микроскопия была выполнена на ленте толщиной 20 мкм из сплава АМАГ-200 как в исходном состоянии, так и при серии режимов отжига, причем для выявления влияния меди проводилось сравнение результатов при одинаковых режимах обработки. На рис. 4 приведена типичная нанокристаллическая структура при отжиге 650°С в течение 1 часа, однако даже в исходном состоянии, а тем более при длительной выдержке 100°С, 24 ч. уже видны рефлексы, указывающие (в отличие от рентгеноструктурного анализа) на наличие очень мелких (1-2 нм) кристаллитов, а при высокотемпературном отжиге наряду с видимыми сферичискими выделениями боридов обнаруживаются области реечной морфологии - следы прерывистого распада.

Рисунок 4. Светлопольное изображение частиц в образце, отожженном при в течение I ч

Комбинированный цикл (100<—>550°С, 5 циклов) явно указывает на более равномерную и более дисперсную структуру образовавшихся кристаллов, причем при отсутствии меди этот режим дает минимальные размеры, правда при сохранении большого количества аморфной фазы.

Исследование структуры сплава АМАГ-200 методом малоуглового рассеяния позволило установить наличие 2-х фракций нанопор, размерами -84-28 нм и ~ 16-12 нм. Установлено, что при отжиге 300°С общее количество пор уменьшается приблизительно в 5 раз, при этом их концентрация остается практически постоянной. При этом также выявлено возникновение еще одной фракции неоднородностей размерами ~7 нм и с расстояние между центрами порядка 20 нм и концентрацией 2-1017см"3. Это может быть объяснено тем, что при этой температуре происходит расслоение аморфной матрицы. При данном составе сплава при

относительно низких температурах происходит перераспределение легирующих элементов, ведущее к такому расслоению аморфной структуры. Процессами, ведущими к перераспределению легирующих элементов, может быть выделение нанокристаллов меди с вытеснением из областей зарождения ниобия и бора или образование кластеров на основе борида ниобия. Области расслоения являются местами преимущественного зарождения нанокристаллов железа при дальнейшей термообработке, что подтверждается приблизительным равенством концентрации этих областей и концентрации нанокристаллов железа после завершения кристаллизации.

Анализ показывает, что для получения оптимальных магнитных характеристик нужна определенная пропорция между количеством аморфной и кристаллической фаз, а сама кристаллическая фаза должна иметь определенные размеры, т.е. должна быть соответствующая концентрация частиц в единице объема, даже при различных распределениях по размерам. Таким образом, была проведена серия исследований для выявления магнитных характеристик сплавов после различных режимов термической обработки. На рисунке 5 представлены зависимости магнитной проницаемости от температуры и времени термической обработки.

Время выдержки, сек. Время выдержки, сек

Рисунок 5. Зависимость магнитной проницаемости от времени выдержки при различных температурах отжига для сплавов АМАГ-200 (а) и 5БДСР (б)

Если сравнивать полученные значения со значениями коэрцитивной силы и магнитной проницаемости в исходном аморфном состоянии, то резкое падение коэрцитивной силы и рост магнитной проницаемости происходит после термической обработки при 550°С в течение 30 минут, что лишний раз подтверждается литературными данными. Но проведенные измерения для более низких температур отжига позволили выявить падение коэрцитивной силы и резкое увеличение магнитной проницаемости и при отжиге в течение 48 часов при 100°С. Причем такая термическая обработка, как видно выше, приводит к появлению минимального количества кристаллической фазы, не говоря уже о невозможности определения размеров нанокристаллов методом рентгеновского анализа. Выявленный факт чрезвычайно интересен и нуждается в дополнительном анализе. По крайней мере, ясно, что сегрегационные процессы играют важную роль, и управление ими может быть также важно, как и управление нанокристаллическим состоянием.

Для сплава на основе Со-В были проведены те же исследования, что и для сплавов на основе железа и построены аналогичные зависимости. Кристаллизация замедляется и смещается в сторону более высоких температур. В данном случае комбинированные режимы не привели к измельчению структуры как в случае со сплавами на основе железа и не дали существенного улучшения магнитных свойств. Эти данные дополнительно указывают, что воздействие легирования и основного элемента достаточно сильное.

Бинарная система Со-В позволяет наиболее корректно выполнить диффузионный расчет перераспределения бора в пересыщенной матрице. В этом случае решается задача со «стоками», где снятие пересыщения и «обезборирование» матрицы приводит к росту выделенных боридов. Использовалось имеющееся аналитическое решение подобной задачи с целым рядом допущений и необходимостью вариаций количества уже имеющихся центров зарождения. Количественные характеристики растворимости бора в твердом растворе и концентрации бора в бориде вводились по литературным данным. В связи с отсутствием коэффициента диффузии бора для изотермического режима осуществлялся подбор этой величины в соответствии с экспериментально полученными размерами кристаллитов. Результаты при нескольких Т=сопз1 были использованы для расчета одного из комбинированных режимов. Модель дает возможность более глубокого понимания кинетики процесса кристаллизации, однако для сложного легирования непригодна, поэтому для таких сплавов как «файнмет» требуется разработка наиболее корректной компьютерной модели для управления структурой.

Четвертая глава. Кинетика кристаллизации аморфных лент конструкционного назначения.

За базовый сплав при изучении влияния многокомпонентного легирования конструкционных сплавов был принят сплав с 5,5 ат.% молибдена: Ребв.зМс^В^Сз.

На рисунке 6 приведена диаграмма распада аморфной фазы исследуемых сплавов. На диаграмме хорошо видно, что устойчивость аморфной фазы значительно увеличивается с увеличением легирования молибденом, хромом и ванадием.

Рисунок 6. Диаграмма границы процессов распада аморфной фазы сплавов системы Ре-Мо-Сг-У-В-С.

Для этих сплавов температурно-времениые границы существования аморфной фазы выше, чем у сплава типа «файнмет», а выделение избыточных фаз соединений с бором начинается при температурах порядка 650°С.

На рисунке 7 показаны зависимости доли кристаллической фазы и размеров кристаллитов от различных температуры и времени термической обработки.

Температура термообработки, С

Температура термической обработки, "С

Рисунок 7. Зависимость количества кристаллической фазы (а) и размера кристаллитов (б) от температуры термической обработки при времени выдержки 2 часа.

Результаты показывают чрезвычайно высокую температурную стабильность аморфного состояния с увеличением легирования молибденом, хромом и ванадием, что выявлено на сплаве Реад^Мою^Сг^УзВ^С^. В исследуемых сплавах ванадий, хром и молибден, являются хорошими блокираторами бора, вследствие чего происходит торможение диффузии бора, которое значительно влияет на развитие кристаллизационных процессов, сдвигая их в область более высоких температур.

Для исследуемых сплавов были разработаны и проведены комбинированные режимы термообработки, результаты

рентгеноструктурного анализа после которых представлены в таблице 3.

Таблица 3. Результаты рентгеноструктурного анализа после комбинированных

Сплав Ступенчатый режим термообработки: 300—>650 Многократный (10 циклов) режим термообработки: 200<-*650

Кол-во кристаллической фазы,% Размер кристаллитов, нм. Кол-во кристаллической фазы,% Размер кристаллитов, нм.

Ре68,5Мо5,5В|7С9 71,4 16-18 46,3 8-10

Ре47,5М05,5Сг,5У|В15С|б 39,4 10-12 47,0 8-10

Ре40.5МОк,.5СГ15УзВ,5С,6 36 5-7 0 -

В отличие от изотермических выдержек проведение комбинированных режимов позволило уменьшить размер кристаллитов в два раза при одной и той же доле кристаллической фазы.

Важной характеристикой для конструкционных материалов является их твердость. В исходном аморфном состоянии максимальную твердость (-1300 НУ) имеет сплав Ре47)5Мо5>5Сг15У1В(5С1б. Следует отметить, что увеличение содержания бора, углерода и ванадия в сплавах исследованной системы ведет к увеличению микротвердости. В свою очередь увеличение

температуры и времени выдержки термообработки приводит к уменьшению твердости и увеличению хрупкости сплавов.

Таким образом, подводя итог результатов по кинетике при кристаллизации сплавов различной степени легирования можно сказать следующее.

Так как изученные сплавы содержат элементы внедрения (С и В) и являются околоэвтектическими, то сверхбыстрозакаленная метастабильная структура сверхмсры пересыщена ими. При наличии таких сильно боридо- и карбидообразующих элементов как Cr, Mo, V, Nb следует ожидать уже в жидкости образования ассоциатов по типу карбидов (боридов) именно этих элементов. Таким образом, при сверхбыстрой закалке, во-первых, происходит «вырождение» эвтектики, однако, на уровне сегрегации и размеров в пределах 1-2 нм уже должна быть неоднородность - расслоение на области богатые и обедненные, в частности, бором, вплоть до наличия кластеров свободных от бора, которые в дальнейшем и дают те самые нанокристаллиты, которые фиксируются при нагреве рентгеноструктурным анализом, показывающим «распад» гало.

Под воздействием диффузионных процессов при нагреве (кристаллизации) расслоение усиливается и аналогично известным процессам старения закаленных пересыщенных твердых растворов происходит образование обогащенных и обедненных чередующихся зон, в нашем случае явно гомогенно, т.к. границы для гетерогенного зарождения отсутствуют.

Далее происходит «обезборирование» или обезуглероживание участков и расширение указанных кластеров. Образование кристаллитов и их рост вопрос дискуссионный. Мы считаем, что этот процесс подобен рекристаллизации. Упомянутый выше «зародыш» растет по мере снятия пересыщения, но, скорее всего, как в случае прерывистого распада, который может сопровождаться реакцией рекристаллизации, происходит подобный процесс и здесь. Может быть, вариант рекристаллизации от воздействия сегрегации или предвыделений. Кстати, при прерывистом распаде реакция не идет до конца и всегда остается часть старой фазы, так и в нашем случае всегда остается часть аморфной фазы. «Источник» (обедненный кластер а-твердого раствора) перемежается со «стоком» - растущие соединение (в нашем случае бориды, карбиды, карбобориды). Если есть элемент имеющий большое сродство к элементам внедрения, то, в частности, в «Файнмете» ниобий подключается к образующимся сегрегациям борида железа и при более высоких температурах блокирует образующийся кристаллит и не дает ему расти. Как известно, при отжиге закаленных сталей снятие пересыщения сопровождается рекристаллизационными процессами в феррите, происходящими без образования зародышей, на месте (in situ), с миграцией границ. Т.е. рекристаллизация, по-видимому, сопутствующий процесс при всех подобных процессах структурных превращений, где образующиеся выделения или предвыделения дают релаксационные процессы в виде

рекристаллизационных явлений. Вот так выглядят эти диффузионные и кристаллизационные процессы - совмещение старения с рекристаллизацией.

Что касается роли меди в «Файнметах», то на наш взгляд медь «калибрует» систему, т.е. сразу задает количество источников - стоков, образуя обогащенные кластеры (как известно в закаленной системе Ее-Си имеет место старение с выделением меди), которые могут быть местами зарождения кристаллитов. Но это происходит позже, на ранних стадиях она ничего не дает. Об этом лишний раз говорят наши неизотермические эксперименты, в которых ранние стадии дают толчок росту, а далее, ускоряя диффузионные процессы и способствуя процессам типа рекристаллизации, интенсифицирующей формирование конечной структуры, причем в определенных случаях с формированием чрезвычайно ультрадисперсных зон. Анализ показывает, что необходимо также существенным образом управлять структурой жидкости и переохлаждением при сверхбыстрой закалке, т. к. при этом уже можно создавать регулируемое количество начальных зародышей.

Представленный механизм процессов кристаллизации может служить моделью для численного моделирования, которое может показать наиболее быстро пути к новому легированию. Ведь тип и количество легирующих, химическое сродство элементов замещения к элементам внедрения, диффузионные константы, количество центров - это все взаимосвязано и при вариациях может дать очень интересные результаты.

Пятая глава. Исследование порошков аморфных сплавов.

В настоящей главе приведены данные по изучению структуры порошков, полученных из термообработанных по различным режимам лент сплавов АМАГ-200 и 5БДСР на установках (дезинтеграторах) ударно-активаторного размола типа ДЕЗИ с различной мощностью. На рис. 8 представлена зависимость количества кристаллической фазы от температуры термической обработки для порошковых образцов, полученных на установке УДА ДЕЗИ 1А-15.

Лента

Порошок -50мкм Порошок +100м км . Порошок, лента с

| АМАГ 200"|

440

560

460 480 500 520 540 Температура отжига, °С

Рисунок 8. Изменение количества кристаллической фазы от температуры отжига.

Был проведен расчет микронапряжений, размера кристаллитов и параметра решетки для исследуемых порошков. Экспер:!.'-!е;пг.льно определенное по линии [220] значение параметра для эталона а3,,г 1,ЪкЛ1К, (табличные данные для чистого ОЦК железа 2,8667 Á), а параметры ячейки

исследуемого сплава, для материалов, термообработанных по разным режимам приблизительно равны аф=(2,8400±0,0005)А. Такое уменьшение параметра кристаллической решетки ОЦК железа (приблизительно 1%) может быть объяснено существенным количеством примесных атомов замещения, имеющих атомный радиус меньший, чем чистое железо.

Во всех исследованных сплавах деформация решетки не превышает 0.3%, а для термообработанных сплавов 0,17%, однако и эту величину можно считать существенной и говорить о достаточно высоком уровне остаточных внутренних напряжений, которые существуют в сплаве даже после термической обработки.

Оценить уровень напряжений, возникающих в исследованном сплаве после дезинтеграторной обработки можно, если задаться некоторым значением модуля Юнга (Е). По литературным данным для сплавов на основе железа Я=121ГПа (Ре8оР|зС7), 170ГПа (Ре80В20), 136 ГПа (Ре85В15). Поэтому для оценочных расчетов было использовано Е=140ГПа. Расчеты показали, что уровень микронапряжений в ленте или порошке после термообработки примерно одинаковый в районе 180-190МПа. В порошковых сплавах, которые не подвергались отжигу после дезинтеграторной обработки, наблюдается повышенный уровень микронапряжений (до 364-392МПа). Эта разница может быть объяснена напряжениями, возникающими при соударении частиц в процессе размола. При этом следует отметить и несколько большие напряжения для более мелкой фракции порошка.

Сравнение с литературными данными для данной группы сплавов показывает несколько завышенные значения размеров кристаллитов для исследованных метариалов. Низкотемпературный отжиг аморфного сплава Реуз^Си^ЬзБ^зд^ при температуре 723 К в течение 1 часа в сочетании с последующим кратковременным (в течение Юс) высокотемпературным отжигом при 923 К позволил достигнуть среднего размера зерна ОЦК-фазы 4-5 нм. Повторный отжиг в течение ЗОмин при той же температуре (530°С) не ведет к дальнейшему существенному росту размера кристалла.

На наиболее мощной установке типа УДА ДЕЗИ нами дополнительно были исследованы порошки, полученные из сплава АМАГ-200 с 1% меди и без нее. Были взяты в основном все режимы термообработки, описанные в 3 главе, в том числе и комбинированные. При такой обработке происходит уменьшение в порошке доли кристаллической фазы, причем если высокотемпературная изотермическая обработка практически не изменяет размер кристаллитов, как в случае наличия, так и отсутствия меди, то комбинированная обработка практически не показывает наличия кристаллической фазы в порошке. Из этого вытекает, что метод ударно-активационной обработки при значительном воздействии может приводить к аморфизации сплава. Объяснением этому может быть только либо то, что рентгеноструктурный метод становится неточным, либо изменяется кинетика диффузионных процессов.

Полученные результаты нельзя считать исчерпывающими и, конечно, требуются дополнительные исследования. Единственное, что можно утверждать, после такой обработки можно получить любой вариант заданной ранее структуры, совмещая термообработку ленты и ударно-активационное воздействие.

Общие выводы.

1. Выполнен подробный анализ кинетики процессов структурообразования при отжиге аморфных лент из сплавов АМАГ-200 и 5БДСР системы Ре-8ьЫЬ-Си-В как в случае изотермических режимов, так и в случае использования серии экспериментальных комбинированных многократных и ступенчатых режимов термообработки. Выявлена возможность существенного снижения размеров кристаллитов при неизотермических режимах. Предложенные режимы удалось успешно реализовать после построения специальной диаграммы структурных состояний в координатах температура - время.

2. Сравнительным рентгеноструктурным и электронноскопическим анализом на сплаве АМАГ-200 с медью и без нее показана роль этого элемента, ускоряющего распад особенно в высокотемпературной стадии и определяющего конечное количество центров новой фазы.

3. Исследованы системы Ге-Сг-Мо-У-В-С и на базе кобальта с исходной аморфной структурой, показавшие сложный механизм и кинетику кристаллизационных процессов на этих системах. Показана также возможность управления структурой комбинированными режимами отжига. Установлено существенное влияние на кинетику легирующих элементов, снижающих диффузионную подвижность бора и углерода.

4. На базе сопоставления различных методов анализа (электроноскопический, малоугловое рассеяние) отработана и широко использована инструментальная методика рентгеноструктурного анализа отожженных аморфных лент, позволившая определить аппроксимацией основные параметры структуры, что может быть использовано для оценки экспресс-анализом структуры сплавов в исходном состоянии и после термообработки.

5. Выполнен расчетный анализ диффузионного перераспределения бора на примере сплава Со-В в зависимости от температурно-временных параметров отжига, который может служить основой для разработки компьютерной модели аморфных сплавов сложного состава.

6. Определено влияние структурных факторов на магнитные характеристики магнитомягких сплавов АМАГ-200 и 5БДСР. Выявлено, что не только получение нанокристаллического состояния, но и определенное сегрегационное состояние может приводить к существенному изменению характеристик по сравнению с исходным аморфным состоянием. С помощью комбинированных режимов возможно в более полной мере программировать необходимые магнитные свойства.

7. На примере серии аморфных лент конструкционного назьг * на базе системы Ре-Сг-Мо-У-В-С дюрометрическим анализом выявлено влияние

легирования на механические характеристики, показано достижение значения твердости вплоть до HV1600.

8. Серией исследований изучено влияние измельчения аморфной ленты при ударно-активационном воздействии на структуру полученных порошков. Показана возможность управления фракционностью и структурой порошков в случае заданных условий применения.

Основные положения диссертации опубликованы в следующих работах:

1. Никифорова, О.В. Рентгеноструктурный анализ сплава АМАГ-200 в аморфном и нанокристаллическом состояниях. / О.В. Никифорова, О.В. Толочко // Материалы межвузовской научно-технической конференции студентов и аспирантов «XXXIII неделя науки СПбГПУ», СПб.: СПбГПУ -2005. - С. 184.

2. Никифорова, О.В. Применение дифракционных методов анализа для изучения структурообразования в процессе кристаллизации аморфных сплавов типа АМАГ-200 / О.В. Никифорова, Д.Г. Кекляк, Е.В. Новиков // Материалы межвузовской научно-технической конференции студентов и аспирантов «XXXIV неделя науки СПбГПУ», СПб.: СПбГПУ - 2005. - С. 143.

3. Никифорова, О.В. Образование и рост нанокристаллической фазы в аморфных сплавах типа FINEMET / П.А. Кузнецов, О.В. Никифорова // Материалы Политехнического симпозиума «Молодые ученые -промышленности северо-западного региона», СПб.: СПбГПУ - 2006. - С. 127.

4. Никифорова, О.В. Механизм и кинетика процессов, протекающих при кристаллизации аморфных сплавов с образованием нанокристаллической структуры / О.В. Никифорова, P.A. Свирщевский, E.JI. Гюлиханданов // Материалы межвузовской научно-технической конференции студентов и аспирантов «XXXV неделя науки СПбГПУ», СПб.: СПбГПУ - 2006. - С 112.

5. Никифорова, О.В. Исследование структурообразования аморфных сплавов системы Fe-Cu-Nb-Si-B дифракционными методами анализа / E.J1. Гюлиханданов, Е.В. Новиков, О.В. Никифорова // Материалы научно-практической конференции «Научные исследования и инновационная деятельность», СПб.: СПбГПУ - 2006. - С. 128-130.

6. Никифорова, О.В. К вопросу разработки компьютерной модели получения аморфных сплавов и кристаллизации их при термической обработке/ E.J1. Гюлиханданов, О.В. Никифорова, П.А. Кузнецов // Сборник трудов XIII международной научно-технической конференции «Проблемы ресурса и безопасной эксплуатации материалов», СПб.: СПбГУНиПТ - 2007. - С. 75.

7. Никифорова, О.В. Влияние легирования на процесс кристаллизации при нагреве быстрозакаленных сплавов с аморфной структурой / ЕЛ. Гюлиханданов, О.В. Никифорова, О.В. Толочко // Сборник трудов СПбГПУ «Научно-технические ведомости» - 2008. - Т. 4. -С. 103-107.

Лицензия ЛР № 020593 от 07.08.97

Подписано в печать 20.05.2009. Формат 60x84/16. Печать цифровая. Усл. печ. л. 1,0. Уч.-изд. л. 1,0. Тираж 100. Заказ 4474Ь.

Отпечатано с готового оригинал-макета, предоставленного автором, в Цифровом типографском центре Издательства Политехнического университета. 195251, Санкт-Петербург, Политехническая ул., 29. Тел.: (812) 550-40-14 Тел./факс: (812) 297-57-76

Введение

Глава Современное состояние вопроса получения и исследования аморфных металлических сплавов на основе Fe

1.1. Аморфные и нанокристаллческие магнитомягкие сплавы

1.2. Конструкционные материалы с аморфной и нанокристаллической структурой

1.3. Влияние внешних факторов на кристаллизацию аморфных металлических сплавов

1.4. Области применения аморфных сплавов с особыми магнитными и механическими свойствами

Глава 2. Материалы и методы исследования

2.1. Материалы

2.2. Рентгеноструктурный анализ

2.3. Термическая обработка

2.4. Просвечивающая электронная микроскопия

2.5. Малоугловое рассеяние рентгеновских лучей

2.6. Метод ударно-активаторной обработки

2.7. Микротвердость

2.7.1. Измерение микротвердости на торце ленты

2.7.2. Измерение твердости методом наноиндентирования

2.8. Определение магнитных характеристик

Глава 3. Кинетика кристаллизации аморфных лент функционального назначення 49 3.1. Исследование кинетики кристаллизации и влияния термической обработки на свойства сплавов на основе железа

3.1.1. Структурообразование сплавов типа АМАГ-200 и 5БДСР

3.1.2. Результаты анализа структуры сплава АМАГ-200 после отжигов методом просвечивающей электронной микроскопии

3.1.3. Исследование структуры аморфного сплава методом рентгеновского малоуглового рассеяния

3.1.4. Магнитные характеристики сплавов функционального назначения

3.2. Исследование сплавов на основе системы Со-В

3.2.1. Кинетика кристаллизации сплавов на основе системы Со-В

3.2.2. Расчетный анализ диффузионных процессов роста новой фазы

3.2.3. Магнитные характеристики сплава на основе системы Со-В

Глава 4. Кинетика кристаллизации аморфных лент конструкционного назначения

4.1. Структурообразование в сплавах конструкционного назначения

4.2. Свойства конструкционных материалов

Глава 5. Исследование порошков аморфных сплавов

Изучение и описание кристаллизационных процессов в аморфных сплавах является актуальной темой исследования. Знание этих закономерностей дает возможность получать материалы с заданным комплексом магнитных и механических свойств и прогнозировать их поведение в различных эксплуатационных режимах как в случае аморфных, так и в случае аморфно-кристаллических (нанокристаллических) материалов.

Кроме того, результаты исследований в этой области являются фундаментом для развития методов компьютерного моделирования структуры стекла. Данные по кинетике кристаллизации позволяют моделировать диффузионные процессы, происходящие в аморфных сплавах при отжиге. Изучение влияния различных видов обработки на свойства аморфных материалов является базовой информацией для более глубокого анализа процессов, происходящих в стекле.

Целью работы являлось исследование влияния режимов термообработки, в том числе неизотермических и комбинированных, на процессы структурообразования при нагреве аморфных лент из сплавов функционального и конструкционного назначения различной степени легирования, преимущественно на основе железа.

Для достижения поставленной цели в работе проводилось исследование кинетики процессов протекающих при изотермических, неизотермических и комбинированных режимах отжига функциональных и конструкционных сплавов различной степени легирования, а также определялся ряд основных физических и механических свойств после этих режимов. Был проведен сравнительный анализ механизма и кинетики структурообразования и даны рекомендации по дальнейшему совершенствованию составов и технологии.

В первой главе проведен анализ общих представлений о строении и свойствах магнитомягких и конструкционных аморфных сплавов на основе железа. Изложены основные закономерности структурных изменений, происходящих при термической обработке аморфных сплавов. На основе классической теории образования и роста зародышей новой фазы изложены особенности кристаллизации исследуемых материалов. Приведены примеры широкого применения аморфных металлических материалов, полученных методом закалки из жидкого состояния, в различных областях промышленности и техники.

Во второй главе представлены материалы и описаны основные методики, используемые в работе.

В третьей главе проведено детальное исследование изменения структуры сплавов функционального назначения в зависимости от режимов отжига, а также после комбинированных режимов термообработки. Показаны основные закономерности изменения гистерезисных магнитных характеристик при отжиге.

В четвертой главе анализируются структурные изменения в конструкционных сплавах системы Fe-Mo-Cr-V-B-C при различных режимах термической обработки, в том числе и неизотермических. Проведены измерения микротвердости, показано влияние легирующих элементов для получения высокопрочных сплавов (молибдена, хрома, ванадия), а таюке металлоидов на твердость и склонность к аморфизации.

Пятая глава посвящена изучению порошков аморфных сплав полученных из термообработанной ленты и ленты без термической обработки.

Целью работы являлось исследование влияния режимов термообработки, в том числе неизотермических и комбинированных, на процессы структурообразования при нагреве аморфных лент из сплавов функционального и конструкционного назначения различной степени легирования преимущественно на основе железа.

Для достижения поставленной цели были решены следующие задачи:

- выявить температурно-временной интервал структурообразования при нагреве (отжиге) ряда выбранных комплексиолегированных сплавов с изначальной аморфной структурой; изучить кинетику процессов протекающих при изотермических, неизотермических и комбинированных режимах отжига выбранных сплавов;

- определить ряд основных физических и механических свойств после различных режимов отжига;

- провести сравнительный анализ механизма и кинетики структурообразования с рекомендациями по дальнейшему совершенствованию составов и технологии.

Общие выводы.

1. Выполнен подробный анализ кинетики процессов структурообразования при отлейте аморфных лент из сплавов АМАГ-200 и 5БДСР системы Fe-Si-Nb-Cu-B как в случае изотермических режимов, так и в случае использования серии экспериментальных комбинированных многократных и ступенчатых режимов термообработки. Выявлена возможность существенного снижения размеров кристаллитов при неизотермических режимах. Предложенные режимы удалось успешно реализовать после построения специальной диаграммы структурных состояний в координатах температура - время.

2. Сравнительным рентгеноструктурным и электронноскопическим анализом на сплаве АМАГ-200 с медью и без нее показана роль этого элемента, ускоряющего распад особенно в высокотемпературной стадии и определяющего конечное количество центров новой фазы.

3. Исследованы системы Fe-Cr-Mo-V-B-C и на базе кобальта с исходной аморфной структурой, показавшие сложный механизм и кинетику кристаллизационных процессов на этих системах. Показана также возможность управления структурой комбинированными режимами отжига. Установлено существенное влияние на кинетику легирующих элементов, снижающих диффузионную подвижность бора и углерода.

4. На базе сопоставления различных методов анализа (электроноскопический, малоугловое рассеяние) отработана и широко использована инструментальная методика рентгеноструктурного анализа отолокенных аморфных лент, позволившая определить аппроксимацией основные параметры структуры, что может быть использовано для оценки экспресс-анализом структуры сплавов в исходном состоянии и после термообработки.

5. Выполнен расчетный анализ диффузионного перераспределения бора на примере сплава Со-В в зависимости от температурно-времениых параметров отжига, который может служить основой для разработки компьютерной модели аморфных сплавов сложного состава.

6. Определено влияние структурных факторов на магнитные характеристики магнитомягких сплавов АМАГ-200 и 5БДСР. Выявлено, что не только получение нанокристаллического состояния, но и определенное сегрегационное состояние может приводить к существенному изменению характеристик по сравнению с исходным аморфным состоянием. С помощью комбинированных режимов возможно в более полной мере программировать необходимые магнитные свойства.

7. На примере серии аморфных лент конструкционного назначения на базе системы Fe-Cr-Mo-V-B-C дюрометрическим анализом выявлено влияние легирования на механические характеристики, показано достижение значения твердости вплоть до HV1600.

8. Серией исследований изучено влияние измельчения аморфной ленты при ударно-активационном воздействии на структуру полученных порошков. Показана возможность управления фракционностью и структурой порошков в случае заданных условий применения.

1. Масумото, Ц. Аморфные металлы. / Под ред. Ц. Масумото. М.-Металлургия. - 1987. - 328 с.

2. Ефимов, Ю.В. Метастабильные и неравновесные сплавы. / под ред. Ефимова Ю. В. М.: Металлургия. - 1988. - 382 с.

3. Абросимова, Г. Е. Кристаллизация аморфных сплавов Co-Fe-Si-B. / Г.Е. Абросимова, С.А. Аронин, А.В. Серебряков // Физика металлов и металловедение. -Т. 68. №3. - 1989. - С. 551-557.

4. Хильман, X. О приготовлении аморфных лент методом спиннингования расплава / X. Хильман, Х.Р. Хильцингер //В кн.: Быстрозакаленные металлы п/р Кантора М. М.: Металлургия. - 1983. - С.30-34.

5. Анестиев, JL Теоретично и експериментално изследване на процесите на б'рза закалка от стопилка на аморфни и микрокристални сплави: Автореферат дис. канд. техн. наук. София., 1989. - 40 с.

6. Пат. 2260070 Российская Федерация. Способ получения слитков исходного сплава для производства аморфных лент. / Пономарев В.А., Иванов О.Г., Чернов B.C., Маряхин А.В., Евтеев А.С. (Россия); опубл. 10.09.2005

7. Пат. 2277995 Российская Федерация. Способ получения аморфной ленты из металлических сплавов методом спиннингования. / Ковнеристын Ю.К., Шоршоров М.Х., Мальцев Г.Т., Коваленко JI.B. (Россия); опубл. 20.06.2006

8. Пат. 2269173 Российская Федерация. Магнитомягкий аморфный сплав. Маркин В.В., Мухаматдпнов Ж.Н. Гиндулин Р.М, Аверин Ф.В., Смолякова О.В., Хамитов О.В. (Россия); опубл. 27.01.2006

9. Пат. 2273680 Российская Федерация. Аморфный магнитомягкий сплав на основе кобальта. Фармаковский Б.В., Орлова Я.В. Песков Т.В., Кузнецов П.А., Аскинази А.Ю. (Россия); опубл. 12.08.2004

10. Пат. TW271439B Fe-based amorphous metal alloy having a linear BH loop. MARTIS RONALD J (US); HASEGAWA RYUSUKE (US); опубл. 21.01.2007

11. Пат. JP2007092096 Япония. Amorphous magnetic alloy. URATA KENRI; INOUE AKIHISA; AMITANI KENJI (JP); опубл. 12.04.2007

12. Пат. CN1936059 Китай. Iron-base amorphous alloy material with plasticity and soft magnetism. ZHANG TAO LIU (CN); опубл. 28.03.2007.

13. Пат. US2007202359 Япония. Magnetic Thin Film For High Frequency, and Method of Manufacturing Same, and Magnetic Device. CHOI KYUNG-KU (JP); MURASE TAKU (JP); опубл. 30.08.2007

14. Пат. JP2007077488 Япония. AMORPHOUS SOFT MAGNETIC ALLOY POWDER. MATSUMOTO IIIROYUKI; FUJIWARA TERUHIKO; KATAHIRA TAD AO; AS ADA ITARU; TANNO KOICHI; опубл. 29.03.2007

15. Ohnuma, M. Cu clustering stage before the cristallization in Fe-Si-B-Nb-Cu amorphous alloys / M. Ohnuma, К. Hono, H. Onodera // NanoStruct. Mater. V. 12. -1999. - P. 693-696.

16. Ohnuma, M. Et ai. Small-angle neutron scattering and differential scanning calorimetry studies on the copper clustering stage of Fe-Si-B-Nb-Cu nanocristalline alloys / M. Ohnuma, K. Hono, S. Linderoth // Acta Mater. V. 48. - 2000. - P. 47834790.

17. Yoshigawa, Y. New Fe-based soft magnetic alloys composed of ultrafine grain structure / Y. Yoshigawa, S. Oguma, K. Yamauchi // J. Appl. Phys. V. 64. - № 10. -1988. - P. 6044-6046.

18. Herzer, G. Grain structure and magnetizm of nanocristalline ferromagnets / G. Herzer // IEEE Trans. Magn. V. 25. - 1989. - P. 3329-3331.

19. Willard, M.A. Structure and magnetic properties of (Fe0.5Co0.5)88Zr7B4Cul nanocrystalline alloys / M.A. Willard, D.E. Laughlin, M.E. McHenry // Journal of Applied Physics. vol. 84 - № 12 - 1998 - P. 6773 - 6777.

20. Глезер, A.M. Аморфные и нанокристаллические структуры: сходства, различия, взаимные переходы / A.M. Глезер // Рос. хим. журнал т. XLVI. - № 5 -2002. - с. 57 - 63.

21. Золотухин, И.В. Аморфные металлические материалы. / И.В. Золотухин // Соросовский образовательный журнал №4 - 1997. - С. 58-60.

22. Власова, Е.Н., Дьяконова Н.Б., Лясоцкий И.В. н др. Тонкая структура магнитомягких сплавов типа файнмет / Е.Н. Власова, Н.Б. Дьяконова, И.В. Лясоцкий и др. // Сталь. № 3 - 1998 - С. 65-69.

23. Носкова, Н.И. Структура, прочность и пластичность нанокристаллических и аморфных материалов / Н.И. Носкова // Физика металлов н металловедение. Т. 86 - вып. 2 - 1998 - С. 101-115.

24. Серебряков, А.В. Нанокрпсталлизация аморфных сплавов Fe74.5Sil3,5B9CuxNb3 (х=0,6 b 1,0)/ А.В. Серебряков, А.Ф. Гуров, Ю.Б. Левин, Н.И. Новохатская // Физика металлов и металловедение Т. 101 - № 6 - 2006 - С. 598-606.

25. Серебряков, А.В. Нанокрпсталлизация аморфных сплавов Fe73,5Sil3,5B9CulNb3)100-yFey (у=0; 6,7 и 13,3) / А.В. Серебряков, А.Ф. Гуров, Ю.Б. Левин, Н.И. Новохатская // Физика металлов и металловедение Т. 101 - № 6 -2006-С. 607-611.

26. Сериков, В.В. Структура и магнитные свойства нанокристаллических сплавов системы FeCuNbSiB после термомеханической обрабтки / В.В. Сериков, Н.М. Клейнерман, Е.Г. Волкова и др. // Физика металлов и металловедение Т. 102 - № 3 - 2006. - С. 290-295.

27. Лясоцкий, И.В. Влияние легирующих элементов на образование апериодической фазы с кубической симметрией в быстрозакаленных сплавах Fe-Mn-Nb-Si-В/ И.В. Лясоцкий, Н.Б. Дьяконова, Д.Л. Дьяконов и др. // Металлы. № 1-2006-С. 55-61.

28. Лясоцкий, И.В. К вопросу о механизме формировния нанокристаллических структур в аморфизирующихся сплавах на основе железа / И,В. Лясоцкий, Н.Б. Дьяконова, Е.Н. Власова // Металлы № 5 - 2005 - С. 3-11.

29. Власова, Е.Н. Исследование формирования нанокристаллических структур в сплавах типа файнмет / Е.Н. Власова, Н.Б. Дьяконова, И.В. Лясоцкий, Б.В. Молотилов // Металлы № 2 - 2001. - С. 55 - 61.

30. Манов, В.П. Загрязнённость неметаллическими включениями и качество аморфных лент / В.П. Манов, Е.А. Казанцева, С.И. Попель // Расплавы. -№1. -1995. С.35-38.

31. Баум, Б.А. Жидкая сталь. / Б.А. Баум, Г.А. Хасин, Г. В. Тягунов и др. // М.: Металлургия. 1984 - 208 с.

32. Tadusz, К. The influence of copper, niobium and tantalum additions on the cristallization of Fe-Si-B / K. Tadusz. // Mater. Sci. and Eng. A. № 1. - 1992. - P. 95101.

33. Крахмалев, П.В. Структура и свойства магнитно-мягких аморфных сплавов на основе железа и кобальта при термической, механотермической и термомагнитной обработке: Дис. на соискание ученой степени к.т.н./ П.В. Крахмалев СПб: СПбГТУ. - 1999. -138 с.

34. Скотт, М. Термическая стабильность и кристаллизация металлических стёкол. / М. Скотт // В кн. Аморфные металлические сплавы. Под. ред. Люборгского. - 1987.

35. Ларионова, Т.В. Релаксационные и кристаллизационные процессы в магнитно-мягких аморфных сплавах на основе железа: Автореферат канд. дисс. -СПб.: СПбГТУ. -1996. -18 с.

36. Говорков, В.А. Электрические и магнитные поля / В.А. Говорков изд. 3-е, перераб. и доп. - М.: Энергия. - 1968. - 488 с.

37. Musal, Н.М. Thin-Layer Electromagnetic Design / Н.М. Musal, Jr. and H.T. Hahn // IEEE Trans, on Magn. vol. 25. - № 5. - 1989, P. 3851 - 3853.

38. Nakamura, T.Snoek's limit in high-frequency permeability of poly crystalline Ni-Zn, Mg-Zn, and Ni-Zn-Cu spinel ferrites / T. Nakamura // J. of Appl. Physics. -vol. 88.-№ 1.- 2000.-P. 348-353.

39. Paterson, J.H. A.D.R. Phelps Complex permeability of soft magnetic ferrite/polyester resin composites at frequencies above 1 MHz / J.H. Paterson, R. Devine, // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. vol. 196 - 197 - 1999. - P. 394 - 396.

40. Nakamura, T. Frequency dispersion of permeability in ferrite composite materials / T. Nakamura, T. Tsutaoka, K. Hatakeyama // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. vol. 138. - 1994. - P. 319 - 328.

41. Iierzer, G. Grain size dependence of coercivity and permeability in nanocristalline ferromagnets / G. Herzer // IEEE Transactions on Magnetics vol. 26. -№5 - 1990 -P. 1397- 1402.

42. Кузнецов, П.А. Создание эффективных систем электромагнитной защиты на основе магнитомягких аморфных и нанокристаллическпх сплавов Со и Fe: Дне. на соискание степени канд. техн. наук / П.В. Кузнецов — СПб. — 2005.- 160 с.

43. Маслов, В.В. Нанокристаллизация в сплавах типа Finemet / В.В. Маслов, В.К. Носенко и др. // ФММ Т. 91. - № 5. - 2001. - С. 47 - 55.ь

44. Гюлиханданов, E.JI. Оценка склонности сплавов к аморфизации спомощью флуктуационной модели гомогенного зародышевания / E.JT.

45. Гюлиханданов, В.М. Голод // Материалы XII международной научнойконференции «Высокие интеллектуальные технологие и генерация знаний в образовании и науке» Т. 1. - 2005, С. 313-315.

46. Гюлиханданов, E.JI. Исследование неизотермических режимов термообработки стали / E.JI. Гюлиханданов, В.В. Кисленков, А.Д. Хайдоров // Труды СПбГТУ. №463 - 1996, С. 116-118.

47. Брик, В.Б. Диффузия и фазовые превращения в металлах и сплавах / В.Б. Брик. Киев, Наукова думка. - 1985 - 232 с.

48. Свергун, Д.И. Рентгеновское и нейтронное малоугловое рассеяние. / Д.И. Свергун, JLA. Фейгин М.: Наука. Гл. ред. физ-мат. лит. - 1986. - 280 с.

49. Guinier, A. Small-angle scattering of X-rays. / A. Guinier, G. Fournet N.Y.London. - 1955. - 212 p.

50. Слуцкер, А.И. ЖТФ / А.И. Слуцкер, В.И. Бетехин, А.Г. Кадомцев, О.В. Толочко // 76, 57. 2006.

51. Голод, В.М. Компьютерное моделирование спиннингования расплава /

52. B.М. Голод, E.JI. Гюлиханданов, П.А. Кузнецов // Труды СПбГПУ № 50 - 20091. C. 225-233.

53. Massalski, Т.В. Binary Alloy Phase Diagrams / T.B. Massalslci 2 ed. - 1990.

54. Криштал, M.A. Механизм диффузии в железных сплавах. / М.А. Криштал М.: Металлургия - 1972. - 400 с.

55. Wells, C.J. Metals /C.J.Wells //v.5.-№ 11 1953. -P. 1463.

56. Kulik, T. Correlation between microstructure and magnetic properties of amorphous and nanocrystalline Fe73;5Cu1Nb3Sii6>5B6 / T. Kulik, G. Vlasak, R. Zuberek // Materials Science and Engineering A, vol. 226-228 - 1997 - P. 701 - 705.