Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Современное состояние вопроса получения и исследования аморфных металлических сплавов на основе Fe 6
1.1. Аморфные и нанокристаллческие магнитомягкие сплавы 9
1.2. Конструкционные материалы с аморфной и нанокристаллической структурой 14
1.3. Влияние внешних факторов на кристаллизацию аморфных металлических сплавов 20
1.4. Области применения аморфных сплавов с особыми магнитными и механическими свойствами 29
Глава 2. Материалы и методы исследования 34
2.1. Материалы 34
2.2. Реитгеноструктурный анализ 34
2.3. Термическая обработка 38
2.4. Просвечивающая электронная микроскопия 38
2.5. Малоугловое рассеяние рентгеновских лучей 39
2.6. Метод ударно-активаторной обработки 40
2.7. Микротвердость 42
2.7.1. Измерение микротвердости на торце ленты 42
2.7.2. Измерение твердости методом наноиндентирования 43
2.8. Определение магнитных характеристик 46
Глава 3. Кинетика кристаллизации аморфных лент функционального назначения 49
3.1. Исследование кинетики кристаллизации и влияния термической обработки на свойства сплавов на основе железа 49
3.1.1. Структурообразование сплавов типа АМАГ-200 и 5БДСР 49
3.1.2. Результаты анализа структуры сплава АМАГ-200 после отжигов методом просвечивающей электронной микроскопии 56
3.1.3. Исследование структуры аморфного сплава методом рентгеновского малоуглового рассеяния 64
3.1.4. Магнитные характеристики сплавов функционального назначения 69
3.2. Исследование сплавов на основе системы Со-В 73
3.2.1. Кинетика кристаллизации сплавов на основе системы Со-В 73
3.2.2. Расчетный анализ диффузионных процессов роста новой фазы 74
3.2.3. Магнитные характеристики сплава на основе системы Со-В 79
Глава 4. Кинетика кристаллизации аморфных лент конструкционного назначения 81
4.1. Структурообразование в сплавах конструкционного назначения 81
4.2. Свойства конструкционных материалов 86
Глава 5. Исследование порошков аморфных сплавов 88
Общие выводы 94
Список литературы 96
- Влияние внешних факторов на кристаллизацию аморфных металлических сплавов
- Области применения аморфных сплавов с особыми магнитными и механическими свойствами
- Исследование структуры аморфного сплава методом рентгеновского малоуглового рассеяния
- Магнитные характеристики сплава на основе системы Со-В
Введение к работе
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 магнптомягких 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
5 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 также 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 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.
Влияние внешних факторов на кристаллизацию аморфных металлических сплавов
Состояние расплава после фазового перехода «кристалл-жидкость» не является равновесным. Перегрев расплава выше некоторой температуры (Г /) и последующее охлаждение сопровождается гистерезисом структурночувствительных свойств жидкости.
Структура аморфных сплавов благодаря методу получения - сверхбыстрой закалке - наследует исходное состояние расплава. Поэтому возможным способом управления структурой и свойствами аморфных сплавов является температурно-временная обработка (ТВО) расплава перед стеклованием.
Стабильность аморфного состояния в сплавах зависит от условий их получения: скорости закалки, атмосферы выплавки, чистоты шихтовых материалов, температуры расплава и других [33]. В разделе показано влияние температурно-временной обработки расплава на кристаллизацию аморфных сплавов Fe85B15.
Получение оптимальной структуры расплава достигается путём термовременной обработки (ТВО), заключающейся в нагреве расплава до температуры ветвления структурночувствительных свойств и выдержки при минимально допустимых температурах [34, 35]. Считается, что при этом происходит упрочнение ленты, улучшаются магнитные характеристики, стабилизируются значения магнитной индукции, снимается анизотропия свойств. Замечено, что с уменьшением температуры разливки снижается содержание кислорода в ленте. Отмечалось как уменьшение [50]. так и увеличение температуры кристаллизации.
Независимо от режима получения во всех сплавах кристаллизация начинается с выпадения твердого раствора на основе ОЦК железа, в процессе второй стадии аморфная матрица превращается в метастабильный борид Fe3B и твердый раствор на основе ОЦК железа.
Результаты исследования первой стадии кристаллизации при изотермических выдержках представлены на.рис.1.6. в координатах 1п(/,)=ц7/Тд), где Та - температура изотермической выдержки, t, - время, соответствующее появлению кристаллической фазы (твердого раствора на основе ОЦК железа) в структуре при данной температуре изотермической выдержки. /, определялось в ходе последовательных изотермических выдержек методом качественного рентгенофазового анализа. (Экспериментальные точки, отражающие структурное состояние материала - аморфное или кристаллическое, - опущены.) Соответственно, энтальпии активации процессов, предшествующих кристаллизации, были определены по наклонам прямых. Они оказались независимыми от ТВО расплава и численно равными в пределах погрешности эксперимента для бинарных сплавов, а для тройного сплава, полученного по режиму 3, энергия активации процессов, предшествующих кристаллизации, оказалась значительно меньше (табл. 1.2, рис.1.4.).
Из рисунка видно, что наибольшей стабильностью во всём температурном интервале обладает сплав, полученный из неперегретого расплава (режим 1). Несколько раньше, но с той же энергией активации кристаллизуются сплавы, полученные закалкой перегретого расплава (режим 2). Самыми нестабильными оказались сплавы, полученные по режиму 3. Отметим, что причиной пониженной энергии активации сплава с кобальтом, полученного по режиму 3, является, как показало изучение кинетики кристаллизации, отсутствие зародышеобразования при исследованных температурах. Определение энергии активации по методике Киссенджера дало результат (270±20)кДж/моль.
Рассмотрим возможные причины дестабилизации аморфного состояния лент, полученных из перегретых расплавов.
Во-первых, несмотря на большие скорости охлаждения, времени, в течение которого расплав находится в переохлаждённом состоянии в интервале «температура ликвидуса (Тт) - температура стеклования (7 )», оказывается достаточно, чтобы успели появиться группы атомов, которые фиксируются в аморфном сплаве и в дальнейшем выполняют роль центров кристаллизации. Низкая вязкость расплава (режим 2 и 3) и, следовательно, более активное протекание диффузионных процессов при его закалке приводят к увеличению концентрации зародышей. Выдержка расплава при обработке по режиму 3, вероятно, также стимулирует образование кристаллоподобных кластеров, что, в сочетании с низкой вязкостью, дестабилизирует аморфную структуру при последующем нагреве.
Во-вторых, т.к. аморфная лента, полученная сверхбыстрой закалкой, фиксирует строение исходного расплава [37], то низкой вязкости расплава должна соответствовать низкая вязкость стекла. Это приводит к более раннему развитию кристаллизации.
В-третьих, приближение исходной системы к равновесному состоянию, а также низкая вязкость расплава приводят к сокращению периода нестационарности при зародышеобразовании и, соответственно, индукционного периода. Исследование кинетики кристаллизации показало, что в лентах, приготовленных из перегретых расплавов (режим 2, 3), процесс развивается более медленно, особенно на завершающем этапе.
Области применения аморфных сплавов с особыми магнитными и механическими свойствами
В настоящее время аморфные сплавы с особыми магнитными свойствами успешно используются как в преобразователях мощностью несколько микроватт, так и в магнитных выключателях в электросетях мощностью несколько гиговатт.
В последние годы все более широкое применение в различных областях промышленности и техники находят аморфные металлические материалы, полученные методом закалки из жидкого состояния и по сравнению со свойствами кристаллическими, имеющие ряд преимуществ.
В уже разработанных областях эти материалы в возрастающей степени заменяют обычные металлические сплавы. Возможность применения аморфных металлических сплавов основывается на особенностях их структуры и комплекса свойств, а также в разработке надежных методов получения и контроля качества.
Аморфные магнитомягкие сплавы имеют довольно широкое применение, в частности при изготовлении магнитных экранов, например, для экранирования магнитных полей промышленной частоты. Этот вид экранов применяют в том случае, когда необходимо исключить влияние магнитного поля на чувствительные элементы электронной техники, а также на биологические объекты. Принцип защиты заключается в замыкании силовых линий магнитного поля в толще материала и исключение их проникновения из внешнего пространства внутрь замкнутого объема или из замкнутого объема во внешнее пространство [43].
Радиопоглощающие материалы (РПМ) применяются в тех случаях, когда для защиты технических средств или биологических объектов необходимо обеспечить отсутствие отраженной электромагнитной волны от его поверхности. РПМ, в основном, изготавливаются в виде магнитодиэлектрических структур. По данным [44-47] в качестве магнитных наполнителей, обеспечивающих большие магнитные потери в материале, в настоящее время используются ферриты различного состава (Mn-Zn, Ni-Cu-Zn, Li-Cd и т.д.), карбонильное железо, композиции с мелкодисперсным железом.
Создание РПМ материалов наиболее перспективно в виде магнитных эластомеров. Этот класс материалов за последние двадцать лет получил наиболее широкое распространение. Имеется широкое внедрение в технику полимерных магнитов и магнитопроводов на основе каучуков и жидких каучуков, термопластов и термоэластопластов. Для многих исследователей представляют интерес эластомеры не только из порошков магнитомягких и магнитотвердых ферритов, но и редкоземельных сплавов, аморфных и нанокристаллических магнитных материалов, сегнетомагнетиков, а также полимерных жидких кристаллов. Это связано, в первую очередь, с тем, что в магнитных эластомерах на основе ферритов получены высокие магнитные свойства и имеется реальная перспектива улучшить эти свойства за счет применения новых магнитных материалов. Простота организации их производства с относительно малыми капитальными затратами делают этот вид магнитных материалов весьма привлекательным.
Высокие механические свойства аморфных сплавов делают их перспективными для использования в качестве конструкционных элементов различных изделий и приборов. Сообщается о широком использовании элинварных свойств некоторых аморфных сплавов, в частности немагнитного сплава системы никель - кремний - бор. Аморфные элинвары используют для изготовления сейсмодатчиков, мембран манометров, датчикров скорости, ускорения и крутящего момента; пружин часовых механизмов, весов, индикаторов часового типа и других прецизионных пружинных устройств. Такие сплавы используют и в электромагнитных устройствах - механических фильтрах, магнитострикционных эталнных виброгенераторах, гребенчатых реле и др. В ФРГ разработан сплав аналогичного состава марки Vitrovac-0080, содержащий 78% никеля, бори кремний. Сплав имеет прочность на растяжение ав =2000Н/мм", модуль Юнга Е= 150кН/мм , плотность 8 г/см , электросопротивление 0,9 Ом.мм /м, предел выносливости при изгибе около 800 Н/мм" на базе 10 циклов. Сплав рекомендуется для изготовления пружин, мембран и контактов.
Имеются сообщения об использовании аморфных материалов для армирования трубок высокого давления, изготовления металлокорда шин и др. Рассматриваются перспективы аморфных сплавов для изготовления маховиков. Такие маховики могут использоваться для аккумулирования энергии PI покрытия пиковых нагрузок на электростанциях для улучшения рабочих характеристик автомобилей и т.д. Высокая прочность в сочетании с коррозионной стойкостью позволяют использовать аморфные сплавы для изготовления кабелей, работающих в контакте с морской водой, а также изделий, условия эксплуатации которых, связаны с воздействием агрессивных сред. Из аморфной ленты изготавливают предметы бытового назначения: бритвенные лезвия, рулетки и др.
Высокая прочность аморфных волокон, достигающая 3000-4500 МПа, может быть реализована в композиционных материалах с металлической или органической матрицей. Для армирования желательно использовать волокна не только с высокой прочностью, но и с достаточной термической стабильностью. Предложен сплав системы Fe-Cr-Mo-B, имеющий в зависимости от состава предел прочности около 3800-4900Мпа. Такие сплавы применяют для армирования композиционных материалов, работающих при повышенных температурах. Волокна аморфных сплавов, стабильных до температур 673-833 К перспективны для упрочнения алюминиевых сплавов.
Аморфный сплав системы Fe-Cr-P-C, использовали для упрочнения цемента. Предел прочности сплава 1900Мпа, модуль упругости 140Гпа. В результате армирования цементной и песчано-цементной матрицы сплавом в количестве 0.25-1% по объем удалось повысить исходную прочность в 10-15 раз. Особенно перспективно для этих целей непрерывное и дискретно волокно, полученное методом высокоскоростного затвердевания расплава (экстракция расплава). По имеющимся сообщениям, освоено промышленное производство отрезков волокна длиной около 25 мм. Такие "иголки" весьма эффективны при упрочнении бетонов различного назначения, особенно покрытий взлетно-посадочных полос аэродромов, туннельных конструкций, огнеупорных обмазок. Для этих целей ранее использовали нарезанную на кусочки стальную проволоку, но "иголки", полученные из расплава, имеют лучшие показатели. Во-первых, технология их производства намного дешевле; во-вторых, они имеют более высокую прочность и коррозионную стойкость. Немаловажным является тот факт, что полученные из расплава дисперсные материалы не имеют острых краев и безопасны в производстве, тогда как резаная проволока создает условия для травматизма. Установка высокоскоростного затвердевания расплава (ВЗР) легко вписывается в технологическую схему производства бетона, ее можно размещать непосредственно в бетоносмесительном цехе. Производительность установки составляет 5 т в неделю.
Исследование структуры аморфного сплава методом рентгеновского малоуглового рассеяния
Для изучения процессов, происходящих при температурах отжига ниже 450С структура сплава изучалась методом малоуглового рентгеновского рассеяния. С целью выявления характера дисперсности размеров включений, вызывающих рассеяние, по измеренным зависимостям 1(ф) исходного аморфного сплава строилась функция Порода —Дф)ф2, которая приведена на рис. 3.18, кривая 1. Можно видеть немонотонный по углу ход функции — появление двух максимумов: в области 1-3 и 10-16 мин. Это свидетельствует о наличии в сплаве двух фракций неоднородностей электронной плотности.
Важным, естественно, является вопрос о природе этих неоднородностей. С целью выявления природы рассеивающих неоднородностей образцы сплава были подвергнуты воздействию гидростатического давления 0,7-1,3 ГПа. Результаты представлены на рис.3.18, кривые 2-4. Подчеркнем, что влияние давления на малоугловую дифракцию по характеру резко отличается от влияния на болыпеугловую дифракцию. Если последняя, связанная только с ближним порядком в расположении атомов, под действием давления на образцы аморфных сплавов не изменяется [56], то малоугловая дифракция демонстрирует существенные изменения: оба максимума по мере увеличения давления смещаются в сторону больших углов, что означает уменьшение размеров включений;интенсивность максимумов резко снижается с ростом давления, что в соответствии с предэкспонентой в (2.12) также означает уменьшение объёма включений.
Анализ подобного поведения малоугловой дифракции при воздействии гидростатического давления на аморфные сплавы, выполненный с привлечением данных по возрастанию плотности образцов в результате действия давления, привел к заключению, что регистрируемые методом РМУ включения являются порами [56].
Ранее при использовании рентгеновских лучей в больших углах было показано, что широкое „гало", свидетельствующее об аморфности структуры исходных образцов сплавов, не изменяется при приложении гидростатического давления до 1-2 ГПа. Это означает, что и после барического воздействия сплав остается аморфным.
Аналогичные образцы были подвергнуты низкотемпературному отжигу при температурах 100 С, 200 С, 300 С. Результаты исследования структуры сплава методом РМУ приведены на рис.3.19.
На рис.3.19 так же можно видеть немонотонный по углу ход функции -наличие двух максимумов: в области 1-6 и 10-14 мин. (аналогично рис.3.18). Это свидетельствует о наличии двух фракций включений (пор) размерами 84-28 и -16-12 нм. При отжиге эти максимумы смещаются в сторону больших углов и снижается интенсивность рассеяния, в соответствии с предэкспонентой в (2.12) означает уменьшение объёма включений (рис.3.20). Таким образом, на основании анализа поведения функции Порода на рис.3.18 можно сделать вывод, что этим максимумам и на рис.3.19 также соответствуют неоднородности в виде пор и при отжиге происходит их уменьшение в размере.
Для более надежной оценки размеров и концентрации нанопор обеих фракций измерения зависимостей 1(ф) проводились с повышенной точностью в областях углов проявления максимумов функции Порода, из которых, пользуясь выражением (2.12), находили значения размеров Ds и DL и концентраций Ns и NL „мелких" (индекс s) и „крупных" (индекс L) нанопор. Полученные значения D, и N,-, исходного и подвергнутого низкотемпературному отжигу образцов сплава приведены в таблице. Из таблицы видно, что увеличение температуры вызывает систематическое уменьшение размеров нанопор и уменьшение объема пор Vnop, но, что важно подчеркнуть, концентрация нанопор при этом практически не изменяется. Заключение о постоянстве концентрации нанопор следует непосредственно и из данных рис. 3.29. Высота максимумов функции Порода при щелевой коллимации пропорциональна D,J [54]. Относительное снижение высоты максимумов с увеличением температуры хорошо отвечает кубической зависимости от найденных размеров нанопор (Dj), что и свидетельствует о практическом постоянстве Nj.
Таблица 3.5 Характеристики нанопористости сплава.
Магнитные характеристики сплава на основе системы Со-В
В системе железо-бор-углерод-молибден может существовать несколько нонвариантных превращений, однако, в работе изучался только участок системы в интервале от 2 до 4 вес.% углерода, от 3 до 6 вес.% бора и от 10 до 22 вес.% молибдена. Предварительное изучение влияния молибдена на сплавы данной системы показало, что молибден увеличивает склонность к аморфизации сплавов системы Fe-C-B. За базовый сплав при изучении влияния многокомпонентного легирования конструкционных сплавов был принят сплав с 5,5 ат.% молибдена: Fe68;5M05 5B17C9. На рисунке 4.1 приведена диаграмма распада аморфной фазы исследуемых сплавов. На диаграмме хорошо видно, что устойчивость аморфной фазы значительно увеличивается с увеличением легирования молибденом, хромом и ванадием.
Термостабильность аморфного состояния этих сплавов существенно выше, чем у сплава типа «файнмет», а выделение избыточных фаз (карбоборидов молибдена) начинается при температурах порядка 650С.
На рисунке 4.2. показаны зависимости доли кристаллической фазы и размеров кристаллов от различных температуры и времени термической обработки.
Результаты показывают чрезвычайно высокую температурную стабильность аморфного состояния с увеличением легирования молибденом, хромом и ванадием, что выявлено на сплаве Ре 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.
В таблице 4.1. приведены результаты фазового анализа сплавов системы Fe-Mo-Cr-V-B-C различной степени легирования после термической обработки при 700С в течение 2 часов.
Увеличение содержания хрома приводит к появлению и росту избыточных карбоборидов М2з(С,В)б, в отличие от системы железо-бор-углерод, где легирование хромом приводит к появлению избыточных карбоборидов типа М7(С,В)3.
Влияние легирования ванадием более сильное, чем хромом. Уже добавка 1% ванадия ведет к значительному измельчению структуры. Введение 3 ат. % ванадия приводит к незначительному образованию избыточных карбидов типа М(С,В). Появляющийся при легировании ванадием карбоборид М(С,В) растворяет значительное количество молибдена.
Для исследуемых сплавов были разработаны и проведены комбинированные режимы термообработки, результаты рентгеноструктурного анализа после которых представлены в таблице 4.2.
В отличие от изотермических выдержек проведение комбинированных режимов позволило уменьшить размер кристаллитов в два раза при одной и той же доле кристаллической фазы.
По-видимому, все же аморфное состояние этих сплавов не стоит разрушать. Что касается кинетики кристаллизации, то она подобна магнитомягким сплавам, даже неизотермические режимы также ее изменяют. Однако, для устранения хрупкости необходимо изменять легирование, вводя элементы изменяющие морфологию и снижающие хрупкость, хотя, возможно, это и обречено на неудачу.
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 сверхбыстр оз акаленная метастабильная структура сверхмеры пересыщена ими.
При наличии таких сильно боридо- и карбидообразующих элементов как Сг, Mo, V, Nb следует ожидать уже в жидкости образования ассоциатов по типу карбидов (боридов) именно этих элементов. Таким образом, при сверхбыстрой закалке, во-первых, как было показано в [51] 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 (фехрали, нимоники) происходит образование обогащенных и обедненных чередующихся зон, в нашем случае явно гомогенно, т.к. границы для гетерогенного зарождения отсутствуют.
Далее происходит «обезборивание» 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 сс-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. Вполне возможно, как и в случае сталей специальный борид (NbxBy) забирает бор из борида железа. 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.
Если блокировки нет, то с температурой и временем кристалл будет расти, однако, в наших случаях везде рост затормаживается полностью - везде есть блокировка.
