Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Получение и магнитоупругие явления в аморфных ферромагнитных сплавах 8
1.1 Условия образования аморфных металлов и сплавов 8
1.2 Способы получения аморфных материалов 10
1.3 Способы изменения свойств магнитомягких аморфных сплавов 15
1.3.1 Структурная релаксация 15
1.3.2 Кристаллизация 22
1.3.3 Отжиг в магнитном поле 28
1.3.4 Охлаждение во вращающемся магнитном поле 29
1.3.5 Импульсная фотонная обработка 29
1.4 Магнитоупругие явления в аморфных ферромагнетиах 30
1.4.1 Магнитоупругое затухание в аморфных сплавах 31
1.4.2 АЕ - эффект в ферромагнитных АМС 3 8
1.5 Выводы и постановка задачи 50
Глава 2. Исследуемые материалы, способы термообработки, методы исследования 52
2.1 Подготовка образцов 52
2.2 Методика измерения магнитомеханических свойств 55
2.3 Методика измерения внутреннего трения и модуля упругости образцов 58
Глава 3. Влияние термической и импульсной фотонной обработок на магнитоупругие и неупругие свойства аморфных сплавов на основе железа 62
3.1 Влияние термической и термомагнитной обработки на магнитоупругие и неупругие свойства аморфных сплавов 63
3.1.1 Термический отжиг 63
3.1.2 Термический отжиг в поперечном магнитном поле 67
3.2 Влияние ИФО на магнитоупругие и неупругие свойства аморфных сплавов 76
3.2.1 Влияние ИФО на магнитомеханические свойства
3.2.2 Влияние ИФО в магнитном поле на магнитомеханические свойства 82
3.3 Влияние ИФО на высокотемпературное внутреннее трение 85
Выводы 95
Список литературы 9
- Способы получения аморфных материалов
- Магнитоупругие явления в аморфных ферромагнетиах
- Методика измерения внутреннего трения и модуля упругости образцов
- Влияние ИФО на магнитоупругие и неупругие свойства аморфных сплавов
Введение к работе
Актуальность темы. В последнее время сохраняется повышенный интерес к аморфным металлическим сплавам (АМС), что обусловлено сочетанием в них комплекса физических свойств, не наблюдаемых для традиционных кристаллических ферромагнетиков. Так, некоторые АМС из ферромагнитных компонентов являются магнитомягкими материалами, с характеристиками лучшими, чем у пермаллоев, и одновременно механически прочными, как высокотвердые стали. Аморфные сплавы отличаются от кристаллических и более слабой зависимостью магнитных свойств от частоты изменения магнитного поля, что дает возможность использовать их в более высокочастотном диапазоне.
Поскольку аморфное состояние является неравновесным, структура АМС изменяется со временем, что приводит к нестабильности физических свойств. Для стабилизации структуры и физических свойств используют различные виды обработок, стимулирующих процессы структурной релаксации: термической, термомагнитной и другие. В процессе этих обработок происходит активация процессов структурной релаксации или переход в кристаллическое состояние.
Одним из перспективных методов стабилизации физических свойств таких сплавов является перевод аморфной структуры в нанокристаллическое состояние, когда размер образующихся кристаллитов не превышает нескольких десятков нанометров. Для того, чтобы в процессе кристаллизации получить нанометровый размер зерна, применяют различные виды обработок, способствующих замедлению их роста. С этой точки зрения эффективным методом является импульсная фотонная обработка АМС, которая в результате эффекта быстрого отжига тормозит рост кристаллических зерен и стимулирует перевод аморфной структуры в нанокристллическую.
С учетом вышесказанного в работе была сформулирована следующая
5 цель работы - исследование влияния импульсного фотонного отжига на магнитомеханические свойства быстрозакаленных сплавов на основе железа.
Для этого решали следующие задачи:
1. Исследовать влияние импульсной фотонной обработки на ДЕ-эффект и внутреннее трение сплавов Fe79,3Pi8,2V2,5 и Fe79,5P3Si9Bs,5 и в качестве срав нения изучить влияние термической и термомагнитной обработок на ДЕ- эффект И Внутреннее ТреНИе СПЛаВОВ Ре79,зР 18^2,5, Fe77,lPl8,2Mn4,7 и Fe79,5P3Si9B8,5 относительно исходного быстрозакаленного состояния.
2. Исследовать влияние импульсной фотонной обработки в магнитном поле на ДЕ-эффект и внутреннее трение сплавов Fe79,3Pi8,2V2,5 и Fe79,5P3Si9B8,5 относительно исходного быстрозакаленного состояния.
Объекты и методы исследования. В качестве объектов исследования были выбраны сплавы Fe79,3P18,2^2,5, Fe77,iPi8,2Mn4j и Fe79,5P3Si9B8,5, полученные из отходов феррофосфорного производства быстрой закалкой из жидкого состояния на вращающемся медном диске1.
При выборе исходили из существующих и потенциальных возможностей практического применения исследуемых сплавов в качестве ультразвуковых линий задержки, управляемых магнитным полем, магнито-механических преобразователей и других устройств.
Научная новизна. В работе впервые:
1. Исследовано влияние ИФО на магнитомеханические свойства аморфных сплавов Fe79,3Pi8,2V2,5 и Fe79,5P3Si9B8,5 Установлено, что ИФО с плотностью энергии поступающего на образец излучения, не приводящей к полной кристаллизации Еи < Еикрист > не оказывает существенного воздействия на перестройку магнитной структуры, а приводит лишь к изменению атомной структуры аморфного сплава вследствие структурной релаксации и снижению уровня внутренних напряжений. 1 Образцы получены в ИМЕТ им. Байкова А.А. РАН
2. Изучено влияние ИФО в магнитном поле на магнитомеханические свойства аморфных сплавов Fe79,5P3Si9Bg,5 и Fe79,3Pi8,2V2i5. Показано, что ИФО в магнитном поле предотвращает стабилизацию границ доменов и приводит к более значительному изменению магнитомеханических характеристик по сравнению с обычной ИФО.
Практическая значимость. Отработан способ импульсной фотонной обработки сплавов, увеличивающий магнитоупругие характеристики в 5-10 раз. Для сплавов Ре79,зРі8^2,5 и Fey^PsSigBs^ установлены режимы обработки с плотностью энергии падающего на образец излучения 10-12 Дж/см , при которых происходит наибольшее изменение магнитомеханических свойств. Показана возможность и эффективность использования быстрого отжига некогерентным излучением ксеноновых ламп для увеличения магнитомеханических свойств сплавов. Полученные результаты могут быть использованы для обработки аморфных материалов с оптимальным сочетанием магнитных и механических свойств для ультразвуковых линий задержки, управляемых магнитным полем, магнитомеханических преобразователей, магнитных датчиков.
Основные результаты и положения, выносимые на защиту
Изучено влияние импульсной фотонной обработки на модуль упругости, АЕ-эффект и магнитомеханическое затухание аморфного сплава Fe79,5P3Si9Bg,5. ИФО при Еи < Еикрист не оказывает существенного воздействия на перестройку магнитной структуры, а приводит лишь к изменению неравновесной структуры и снижению уровня внутренних напряжений, что проявляется в увеличении магнитоупругих характеристик.
Установлено, что при плотности энергии падающего на образец из-лучения 10-12 Дж/см в изучаемых сплавах Fe79,3Pi8,2V2,5 и Fe79,5P3Si9B8,5 происходит максимальное изменение магнитомеханических свойств. Это связывается с переводом аморфной структуры в более равновесное состояние.
Показано, что ИФО сплава Fe79,3Pi8,2V2,5, помещенного во внешнее магнитное поле насыщения, предотвращает стабилизацию границ доменов и приводит к увеличению магнитомеханических характеристик.
Установлено, что ИФО при Ей < ЕикрИст в результате структурной релаксации приводит к увеличению вклада в потери от механизма смещения доменных границ.
Апробация работы. Основные результаты работы докладывались и обсуждались на Международных и Всероссийских конференциях, таких как: 18 и 19 Международная школа-семинар "Новые магнитные материалы микроэлектроники" (Москва, 2002 и 2004); Региональная конференция студентов и учащихся "Шаг в будущее" (Воронеж, 2002); 44 научно-техническая конференция профессорско-преподавательского состава, сотрудников, аспирантов и студентов Воронежского государственного технического университета - секция "Физика твердого тела" (Воронеж, 2004); 21 международная конференция «Релаксационные явления в твердых телах (Воронеж, 2004); Международной научно-практической конференции «Структурная релаксация в твердых телах (Винница, Украина, 2003); 10 Всероссийская научная конференция студентов-физиков и молодых ученых (Екатеринбург-Москва, 2004).
Публикации. По материалам диссертации опубликовано 9работ.
Личный вклад автора. Автором проведены все исследования магнитомеханических свойств аморфных сплавов Fe79,3Pi8,2V2,s, Fe77)iPi8,2Mn4,7 и Fe79,5P3Si9B8,5, термическая, термомагнитная обработка этих сплавов и обработка результатов. Автор участвовал в обсуждении результатов эксперимента и проводил подготовку научных публикаций для печати.
Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, трех глав, выводов и списка литературы. Объем диссертации составляет 112 страниц, содержит 38 рисунков. В списке литературы 141 наименование.
Способы получения аморфных материалов
Для получения материалов в аморфном состоянии необходимо условие достаточно быстрого охлаждения жидкости ниже температуры стеклования (Tg) [1-3]. Кроме того, вероятность получения аморфного состояния увеличивается с уменьшением температурного интервала между температурой плавления (Тт) и температурой стеклования (Tg) [4].
Большое значение в процессах аморфизации уделяется температурной зависимости вязкости переохлажденной жидкости (п) [2,4-6]. Многие материалы, такие как полимеры, силикаты, некоторые оксиды и др., имеют высокие значения вязкости при температурах выше Тт и при охлаждении легко переходят в аморфное состояние. Для металлических материалов, величина на ранних стадиях охлаждения (ниже Тт) остается низкой, и процесс кристаллизации является трудно предотвратимым из-за высокой скорости его протекания. Чем медленнее изменяется вязкость с понижением температуры, тем труднее получить аморфное состояние. Тем не менее, вязкость при охлаждении должна изменяться непрерывно, а не скачкообразно, как при протекании процесса кристаллизации.
Для аморфизующихся сплавов характерно наличие одной или нескольких из особенностей или требований компоненты, входящие в состав сплава, должны располагаться в различных частях периодической системы Д.И. Менделеева, так чтобы их свойства значительно различались; - наличие легкоплавкой эвтектики на диаграмме состояния (для большинства аморфизующихся сплавов температура эвтектической точки (TF) составляет 0,6 от Тт); - наличие на диаграмме состояния интерметаллических соединений с низкими температурами плавления; - наличие сильного взаимодействия между компонентами, входящими в состав сплава; - существенное различие в величине атомных радиусов. Для большинства сплавов соотношение Т\ІХ2 лежит в пределах 1,15 - 1,25.
Важную роль для достижения высоких скоростей охлаждения играют размер поперечного сечения сопла ZQ, коэффициент теплопереноса через поверхность раздела h и характеристики холодильника [1,4,11-13].
В зависимости от величины коэффициента теплопередачи h, процесс теплопередачи между расплавом толщиной t и холодильником можно отнести к одному из следующих трех типов: - идеальное охлаждение: холодильник и расплав входят в идеальный тепловой контакт, сопротивление переносу тепла на границе между ними отсутствует и h = оо; - медленное (ньютоновское) охлаждение: сопротивление тепло передаче между расплавом и холодильником чрезвычайно велико — тепло не отводится от расплава и h = 0; - промежуточный случай: теплопередача происходит при 0 h oo.
Обычно считают, что реально происходит процесс, промежуточный между идеальным охлаждением и медленным, ньютоновским, охлаждением, поскольку имеется конечная величина сопротивления передаче тепла на границе между расплавом и холодильником.
Немаловажным фактором является материал, используемый для изготовления холодильника. Так, пригодность использования в качестве материала холодильника в ряду Си, Fe, Сг убывает в соответствии с уменьшением коэффициента теплопередачи на границе расплав-диск [4]. Несоблюдение условий формирования аморфной структуры приводит к получению сплавов в аморфно-кристаллическом и кристаллическом состояниях. Основными преимуществами, достигаемыми при использовании методов быстрой закалки из расплава, в случае аморфно-кристаллических и кристаллических материалов являются [14-16]: - снижение химической сегрегации в закаленном материале; - получение мелкозернистой структуры; - значительное увеличение предела растворимости; - образование новых метастабильных фаз; - прямое получение пригодной для использования продукции. Непосредственно из расплава могут быть легко получены: тонкая проволока, лента, лист.
Магнитоупругие явления в аморфных ферромагнетиах
В работах [55-56] показано, что для сплава Fe79Pi4,2Si4,4Mn2)2Vo,2 средний размер зерен при изменении Еи от 9 до 10 Дж/см при облучении с контактной стороны увеличивается от 29 до 40 нм.
В работе [57] проводится исследование влияния ИФО на сплав Fe82Pi6Si2. Исследование образцов, подвергнутых ИФО, показало, что в них протекают процессы, аналогичные происходящим при ТО, но имеющие ряд особенностей. ИФО при плотности потока излучения (Еи) 13 Дж/см2 приводит к протеканию процессов структурной релаксации и распаду пересыщенных твердых растворов. При увеличении плотности потока излучения выше 13 Дж/см появляются более стабильные по отношению к исходным фазы на основе a-Fe и Fe3P. При дальнейшем увеличении Еи повышается доля кристаллической составляющей и при Ей = 16 Дж/см образец почти полностью кристаллизуется.
Таким образом, при ИФО, в результате значительного увеличения числа центров кристаллизации, реализуется более дисперсная структура. Также, при ИФО возможно получение сосуществования рентгеноаморфной и кристаллической структур практически во всем диапазоне соотношений (от 0 до 1), что в случае ТО является более труднодостижимым. В свою очередь, ИФО может приводить к получению более благоприятного сочетания "структура - свойства".
Новик и Берри [58] выделяют два фундаментальных положения, определяющих сущность магнитоупругой связи: 1) упругие напряжения, взаимодействующие с магнитоупругими полями локальных доменных конфигураций; 2) возникновение спонтанной намагниченности сопровождается изменением размеров твердого тела ( эффект магнитострикции ). Способность ферромагнитного материала преобразовывать магнитную энергию в упругую оценивается с помощью коэффициента магнитомеханической связи К, показывающего меру превращения магнитной энергии в упругую [59] где Ео- модуль упругости ферромагнетика в отсутствие магнитного поля при нулевом механическом напряжении; Е s - модуль упругости в магнитном поле насыщения или при очень высоких уровнях напряжения.
Большой интерес к исследованию аморфных ферромагнитных сплавов в значительной степени определяется тем обстоятельством, что в них наиболее ярко выражены такие магнитоупругие явления, как элинварность, магнитоупругое затухание и АЕ - эффект [60].
Давно было замечено, что упругие колебания, вызванные в ферромагнитном образце быстро затухают [61-62]. Затухание механических колебаний, возникающее в ферромагнетиках, вызвано тем, что вследствие магнитострикции вектор самопроизвольной намагниченности Js взаимодействует с упругими напряжениями. Энергию этого взаимодействия (магнитоупругую энергию) в изотропном приближении можем записать в виде [63] где X,s - магнитострикция насыщения; G - приложенное механическое напряжение; (р - угол между вектором Js и направлением растяжения.
Согласно [60,64-65] внутреннее трение (ВТ) в ферромагнитных материалах (за вычетом затухания, вызываемого немагнитной природой) можно представить в виде трех слагаемых где AWM, AWm, AWr - потери энергии за цикл в единице объема на макро-, микровихревые токи и гистерезис соответственно; W = l/2 ао Єо - энергия колебаний в единице объема при амплитудных значениях напряжения о0 и деформации є0.
Выражение (1.3) показывает, что магнитоупругая связь ответственна как за эффекты неупругой релаксации, так и за гистерезисное внутреннее трение в ферромагнитных материалах. Причина состоит в том, что подобно внешнему магнитному полю квазистатические внешние напряжения могут вызывать как обратимые, так и необратимые изменения конфигурации доменов. Необратимые скачки в локальной доменной конфигурации, появляющиеся при воздействии механического напряжения, являются источником магнитомеханического гистерезисного затухания Q"1 [62,66]. Величина потерь энергии на магнитоупругий гистерезис не зависит от частоты колебаний (до 300 кГц [61] ), но сильно зависит от их амплитуды. Гистерезисное внутреннее трение зависит и от магнитострикции насыщения материала. На рис. 1.5 показана зависимость ВТ от амплитуды максимального скалывающего напряжения для неферромагнитной стали (кривая I), ферромагнитной стали (кривая 2) и ферромагнитного сплава нивко 10 ( кривая 3) [62]. Величина магнитострикции насыщения A-s, сплава нивко 10 больше, чем A,s ферромагнитной стали.
Отметим, что высокое затухание в АМС реализуется при отсутствии сильных стопоров, противодействующих движению границ доменов (кристаллографической анизотропии, границ зерен, дислокаций т.д.). В аморфных ферромагнитных материалах основными факторами, препятствующими движению границ доменов, являются дефекты аморфной структуры и возникающие при закалке внутренние напряжения [67-68]. Величину внутренних напряжений можно оценить из результатов измерения амплитудной зависимости внутреннего трения [69] (
Методика измерения внутреннего трения и модуля упругости образцов
Температурная зависимость ВТ и модуля упругости в аморфных сплавах исследовалась по методике [125], на установке, позволяющей методом изгибных колебаний консольно закрепленного образца измерять Q"1 в интервале частот 102 - 103 Гц при относительной деформации не более 5x10"6 в области температур 300 - 1000 К. Размеры образцов составляли примерно 10x2x0,01 мм. Блок-схема установки представлена на рис.2.5. Звуковой генератор 1 возбуждает в консольно закрепленном образце 7 изгибные колебания на собственной резонансной частоте. Таким образом, в колебательный контур высокочастотного генератора 2 оказывается включен переменный электрод 5. В результате высокочастотный сигнал генератора 2 модулируется механическими колебаниями образца.
Этот сигнал принимается измерителем девиации частоты 9, который осуществляет демодуляцию принятого сигнала в электрические колебания, соответствующие по частоте и амплитуде механическим колебаниям образца.
Для визуального наблюдения сигнал подается на осциллограф 10 и одновременно на амплитудно - дифференцирующий дискриминатор 11. После отключения генератора 1 образец совершает свободные затухающие колебания. Амплитудный дискриминатор 11 пропускает на счетчик импульсов 12 лишь те колебания образца, амплитуда которых находится между верхним А1 и нижним А2 порогами дискриминатора.
Отношение порогов в зависимости от условий эксперимента можно дискретно изменять от 2 до 5. Число колебаний N с амплитудой Ai A A регистрируется счетчиком импульсов 12. Из этих данных рассчитывается величина внутреннего трения по формуле:
Для измерения внутреннего трения использованы следующие промышленные приборы: генератор сигналов ГЗ-34, источник питания УИП-2, частотомер электронно-счетный 43-35А, измеритель девиации частоты СЗ-4, осциллограф С1-68, счетчик программный реверсивный Ф6007, вольтфарадоомметр Р385.
Измерение ВТ осуществлялось следующим образом. Консольно закрепленный в цанговом зажиме образец нагревался с помощью бифилярной спирали из молибденовой проволоки диаметром 1 мм, питание которой осуществлялось постоянным током. Для предотвращения нагрева окружающих деталей, нагреваемый объем был закрыт радиационными экранами, изготовленными из нержавеющей стали. Температура образца измерялась термопарой хромель-алюмель, э.д.с. которой регистрировалась вольфарадоомметром Р385. Термопара предварительно градуировалась по трем точкам: при 273 К (температура тающего льда), при 680 К (точка плавления свинца) и 933 К (точка плавления алюминия). Для устранения демпфирующего влияния воздуха и окисления образцов нагреваемый объем размещался в вакуумной камере поста УВР-2 с предельным вакуумом 2 10"4 Па. Была предусмотрена коррекция положения образца относительно неподвижного электрода без нарушения вакуума с помощью микроподачи.
Все измерения ВТ проводились в амплитудно-независимой области при амплитудах деформации є 0,5« 10"5. Проверка амплитудной независимости заключалась в сравнении значений ВТ, измеренных при минимальном и максимальном отношениях порогов дискриминатора и, следовательно, таком же изменении амплитуды колебаний образца. При отношении порогов 2 и значения отличались не более чем на 5%, что можно считать доказательством амплитудной независимости ВТ.
Ошибка измерения Q"1 складывается из погрешностей измерения вносимых установкой и погрешностей самого метода измерения. Погрешность за счет установки складывается из потерь в зажимах, в окружающей среде и в элементах конструкции. Поскольку ВТ измерялось в вакууме, масса образца незначительна по сравнению с массой зажима и образец закрепляется жестко, то погрешностью установки можно пренебречь. Анализ погрешности методики измерения Q"1 показывает, что относительная погрешность не превышает 3 %.
Влияние ИФО на магнитоупругие и неупругие свойства аморфных сплавов
Для того, чтобы исключить влияние стабилизации доменных границ на исследуемые магнитоупругие характеристики, была проведена ИФО образцов, намагниченных до насыщения.
На рисунке 3.15 приведена зависимость внутреннего трения от напряженности внешнего магнитного поля в исходном состоянии и после трех последовательных фотонных обработок в магнитном поле. Если в исходном состоянии максимум Q" «1,5 10" во внешнем магнитном поле Н = 800 А/м (кривая 1), то после первой обработки с Еи = 12 Дж/см2 максимум ВТ увеличился до Q"1 » 5 10"2 в магнитном поле Н = 600 А/м (кривая 2). После второй обработки с Еи = 12 Дж/см максимум ВТ еще более увеличился до Q" «6 10" в магнитном поле Н = 500 А/м (кривая 3). Последующая третья обработка ИФО с Еи = 11 Дж/см привела к снижению максимума ВТ до Q « 4 10" в магнитном поле Н = 500 А/м (кривая 4) [126-127,132].
Увеличение максимума ВТ в результате последовательных ИФО во внешнем магнитном поле свидетельствует о процессах релаксации внутренних напряжений. Кроме того, после таких обработок произошло смещение максимума ВТ в область более низких значений напряженности магнитного поля, а согласно работе [121] этот результат свидетельствует об увеличении вклада в потери механизма смещения доменных границ при уменьшении вклада от вращения векторов намагниченности.
ИФО образцов, находящихся во внешнем магнитном поле, перпендикулярном длине этих образцов, привела к существенным изменениям измеряемых характеристик относительно исходного состояния. Предполагается, что наличие внешнего магнитного поля при импульсной фотонной обработке предотвращает стабилизацию границ доменов, поскольку в этом случае при обработке образец намагничен до насыщения.
Влияние ИФО во внешнем магнитном поле на АЕ-эффект для аморфного сплава Ре79,зРі8,2 2,з представлено на рисунке 3.16. Видно, что величина АЕ -эффекта возрастает от АЕ/Е к 3 % в исходном состоянии (кривая 1) до АЕ/Е 20 % после первой ИФО с Еи = 12 Дж/см2 (кривая 2) [126-127,132,141].
Этот результат также подтверждает протекание процессов структурной релаксации при ИФО. Последующие обработки привели к небольшому уменьшению АЕ - эффекта относительно первой ИФО (кривые 3 и 4), что свидетельствует о начальных стадиях образования в аморфной матрице кластеров-зародышей кристаллических фаз и стабилизации доменной структуры. Образование кристаллической фазы при режимах ИФО с Еи 10 Дж/см подтверждают результаты, представленные на рис. 3.13.
На рисунке 3.17 приведена зависимость модуля упругости Е от напряженности магнитного поля, из которой видно, что после первой фотонной обработки модуль упругости в нулевом магнитном поле уменьшился относительно исходного состояния (кривые 1 и 2), последующие обработки привели к небольшому возрастанию модуля Юнга Е относительно первой обработки (кривые 3 и 4). Уменьшение модуля упругости в нулевом магнитном поле после первой ИФО так же свидетельствует о снижении внутренних напряжений и увеличении подвижности доменных границ. Незначительное увеличение модуля Юнга (кривые 3,4) и уменьшение других магнитомеханических характеристик относительно первой обработки (рис. 3.15 кривая 4, рис.3.17 кривые 3 и 4) связано с начальными стадиями образования в аморфной матрице кластеров -зародышей кристаллических фаз (рис.3.13), и закреплением доменных границ [126-127,132,141].
Таким образом, наличие внешнего магнитного поля при импульсном фотонном отжиге способствует тому, что в образце, намагниченном до насыщения, в результате структурной релаксации наблюдается снижение внутренних напряжений без стабилизации доменных границ, в результате чего улучшаются магнитомеханические характеристики изучаемого аморфного сплава.
Исследованию нанокристаллических материалов уделяется все больше внимания. Одним из методов их получения является отжиг аморфных сплавов (АС), представляющих собой метастабильные пересыщенные твердые растворы. Согласно Фольмеру, в таких средах происходит спонтанное образование сегрегации разного рода из атомов матричной фазы путем последовательной обратимой ассоциации [135]. Ассоциации атомов, наследуемые из жидкого состояния, могут значительно изменить кинетику процесса кристаллизации АС при создании нанокристаллических сплавов и изменить их свойства [136].
Представляет интерес выявление подобных неоднородностей в АС системы Fe-P-V, в которых при импульсной фотонной обработке (ИФО) образуются нанокристаллы, и происходит выделение равновесных (a- Fe, Fe3P) и метастабильных (Fe2P, a- (Fe,V)) фаз [137].
На рис. 3.18 представлены температурные зависимости г2/ 2 (f2 пропорционален модулю упругости Е) и Q"1 сплава Fe79,3Pi8,2V2,5 в исходном аморфном состоянии (соответственно рис. 3.18 а и 3.18 б), а также после обработки сплава ИФО с Еи = 12 Дж/см (соответственно рис. 3.18ви3.18г) и с Еи = 13 Дж/см (соответственно рис. 3.18 д и 3.18 е). В закаленном из жидкого состояния аморфном сплаве Fe79,3P 18,2 2,5 модуль упругости монотонно снижается от комнатной температуры до 500 К, а затем наблюдается небольшой максимум при температуре 600 К (рис. 3.18 а). После спада модуля упругости при температуре около 700 К наблюдается сильный рост модуля упругости примерно на 20 %, связанный с кристаллизацией аморфной структуры. Температурная зависимость внутреннего трения в исходном состоянии представляет зеркальное отображение модуля упругости: спаду модуля упругости до температуры кристаллизации соответствует экспоненциальный рост ВТ, а росту модуля упругости выше температуры Т = 680 К, связанному с кристаллизацией аморфной структуры - снижение ВТ (рис. 3.18 б). ИФО с Еи = 12 Дж/см2, а также с Еи = 13 Дж/см приводит к росту внутреннего трения в области высокотемпературного фона, предшествующего температуре кристаллизации (рис. 3.18 г, е) и увеличению температуры перехода из аморфного состояния в кристаллическое примерно на 10 К, что наглядно видно, если представить
Анализ высокотемпературного внутреннего трения в аморфных сплавах, проведенных ранее, показал, что его природа связана с некоторыми особенностями структуры аморфного состояния, которые необходимо учитывать [138]. Выяснилось, что АС могут претерпевать структурные изменения, оставаясь в аморфном состоянии, и что переход от одной атомной конфигурации к другой включает термически активированное движение атомов. Для низкочастотного внутреннего трения такими центрами релаксации могут быть дефекты в структуре образца, подвижность которых и определяет неупругое поведение материала. Это могут быть различного рода структурные дефекты, такие как точечные дефекты, границы кластеров аморфного материала и т.д. Увеличение температуры приводит, с одной стороны, к обратимому повышению подвижности структурных дефектов и соответственно к обратимым изменениям ВТ и упругих модулей, а с другой к уменьшению за счет структурной перестройки количества этих дефектов или переходу их в более стабильное состояние, что приводит к уменьшению внутреннего трения.
