Письма в ЖЭТФ, том 110, вып. 9, с. 584 - 590

Эффекты упорядочения в Fe-xAl сплавах

А. М. Балагуров⁺, И. А. Бобриков⁺¹⁾, И. С. Головин^∗

⁺Объединенный институт ядерных исследований, 141980 Дубна, Россия

^∗Национальный исследовательский технологический университет “МИСиС”, 119049 Москва, Россия

Поступила в редакцию 24 сентября 2019 г.

После переработки 24 сентября 2019 г.

Принята к публикации 3 октября 2019 г.

Эволюция структурных фаз и микроструктурного состояния составов Fe-xAl изучена в нейтрон-

ных дифракционных экспериментах, выполненных с высоким разрешением и в режиме непрерывного

сканирования по температуре. Установлено, что в слабо неравновесном состоянии сплавов в интерва-

ле концентраций от x ≈ 23 до x ≈ 31 ат. % фаза D03 формируется в виде наноразмерных кластеров

(L ≈ 100 ÷ 800Å), дисперсно распределенных в матрице неупорядоченной (А2) или частично упоря-

доченной (B2) фазы. Фазовые переходы B2 → D03 → B2 → A2 сопровождаются уменьшением или

увеличением параметров элементарных ячеек фаз при, соответственно, упорядочении или разупорядо-

чении атомной структуры. При этом происходит синхронное изменение параметра ячеек матрицы и

кластеров, между которыми сохраняется высокая степень когерентности.

DOI: 10.1134/S0370274X19210021

Введение. Известно, что физические и материа-

ных сплавах (см. классические монографии [2, 3]). Ее

ловедческие свойства упорядоченных сплавов крити-

современное изложение и описание дифракционных

ческим образом зависят от организации их субмикро-

эффектов при наличии АФД можно найти в обзо-

скопической структуры - микроструктуры на атом-

ре [4].

ном уровне. При характеризации микроструктуры с

Обоснованная концепция, указывающая на воз-

помощью дифракции рентгеновского (синхротронно-

можность формирования в сплавах другого типа

го) излучения или тепловых нейтронов обычно ана-

микроструктуры, а именно, в виде объемных класте-

лизируются такие ее параметры, как размер обла-

ров с упорядоченным расположением атомов, встро-

стей с дальним кристаллическим порядком (в общем

енных в неупорядоченную матрицу, появилась в

случае - распределение по размерам), уровень мик-

1970-х гг. на основе анализа диффузного рассеяния

ронапряжений в зернах, тип и степень выраженно-

рентгеновских лучей [5] и просвечивающей элек-

сти кристаллографической текстуры. Для упорядо-

тронной микроскопии (ТЕМ - transmission electron

ченных сплавов в это понятие включаются еще мор-

microscopy) [6, 7]. Из модельных расчетов [8] следу-

фология областей с упорядоченным расположением

ет, что при упорядочении сначала возникают обла-

атомов (их размеры, форма, пространственная орга-

сти с ближним порядком с характерным размером

низация) и степень порядка в них. Формирование об-

на уровне L ≈ 20Å, дисперсно распределенные в

ластей с дальним порядком сильно зависит от усло-

неупорядоченной матрице. При длительном изотер-

вий приготовления сплава и последующих его термо-

мическом отжиге они эволюционируют таким обра-

обработок и, как правило, приводит к микрострукту-

зом, что из них формируются кластеры с дальним

ре, состоящей из антифазных доменов (АФД), либо

порядком (L ≥ 200Å), из которых в дальнейшем мо-

кластеров сравнительно малых размеров (< 1000Å)

гут быть сформированы АФД во всем объеме мате-

с упорядоченной атомной структурой, внедренных

риала. Таким образом, микроструктуру в виде АФД

в структурно менее упорядоченную матрицу. Кон-

можно рассматривать как предельный случай кла-

цепция антифазных доменов, под которыми понима-

стерной микроструктуры.

ются соседние области с одинаковой, но сдвинутой

Следует отметить, что понятие структурно упо-

друг относительно друга на некоторую долю векто-

рядоченных кластеров в сплавах не является стро-

ра трансляции, структурой, появилась в 1940-х гг. [1]

го определенным

[9]. Компьютерное моделирова-

и обычно именно она предполагается в упорядочен-

ние процесса упорядочения предсказывает появле-

ние взаимопроникающих областей с размытыми гра-

¹⁾e-mail: bobrikov@nf.jinr.ru

ницами и сложной топологией. В настоящей рабо-

584

Письма в ЖЭТФ том 110 вып. 9 - 10

2019

Эффекты упорядочения в Fe-xAl сплавах

585

те понятие кластера используется в дифракционном

Использование дифракции нейтронов позволило из-

смысле, а именно, под кластером понимается связ-

бежать влияния поверхностных и локальных флук-

ная область, степень порядка в которой выше, чем

туаций на наблюдаемые закономерности.

в матрице. Набору таких областей можно приписать

Образцы, эксперимент и обработка данных.

некоторый характерный размер, который определя-

Литые образцы Fe-xAl (10 ≤ x ≤ 50 ат. %) были по-

ет дополнительный (размерный) вклад в ширины ди-

лучены плавлением соответствующей смеси чистых

фракционных пиков.

Fe и Al в индукционной печи в аргоновой атмосфе-

Оба варианта упорядочения бинарного сплава -

ре и последующей кристаллизацией в медной фор-

АФД и дисперсные кластеры - приводят к по-

ме. Химический состав слитков устанавливался с по-

явлению в дифракционных спектрах дополнитель-

мощью энергодисперсионной спектроскопии с точ-

ных брэгговских пиков, которые принято называть

ностью ± 0.2 %. Для нейтронных экспериментов из

сверхструктурными. Их интенсивность сравнитель-

слитков вырезались образцы в форме параллелепи-

но мала, поскольку определяется разностью атом-

педа, размерами 4 × 8 × 50 мм. В использованной на-

ных формфакторов в случае дифракции рентгенов-

ми процедуре приготовления (casting) скорость охла-

ских лучей или когерентных длин рассеяния в слу-

ждения слитка составляет около 2000 К/мин (на по-

чае дифракции нейтронов входящих в состав спла-

верхности), что формирует квазиравновесное состо-

ва элементов, и это определяет трудности их анали-

яние, в некоторых случаях заметно отличающееся от

за. Характерная особенность сверхструктурных пи-

равновесного состояния, которое получается медлен-

ков - их увеличенная ширина, что является след-

ным (около 2 К/мин) охлаждением в печи. Имеющи-

ствием размерного эффекта. Количественный ана-

еся многочисленные данные свидетельствуют, что в

лиз микроструктуры состава Fe-27Al выполнен в на-

литых образцах Fe-xAl в диапазоне концентраций до

ших нейтронных дифракционных работах [10, 11], в

x = 50 возможно образование трех типов структур:

которых показано, что в этом сплаве в исходном по-

неупорядоченной А2 (Im3m, a_А2 ≈ 2.92Å) и частич-

сле литья (слабо неравновесном) состоянии класте-

но или полностью упорядоченных B2 (P m3m, a_B2 ≈

ры с упорядоченной структурой D0₃ дисперсно рас-

≈ a_А2 ≈ 2.92Å) и D0₃ (Fm3m, a_D0

≈ 2a_А2 ≈ 5.84Å).

пределены в матрице с частично упорядоченной B2

Расположение атомов по позициям в этих структур-

структурой. Характерный размер кластеров состав-

ных фазах приведено в [10].

ляет L ∼ 200Å в исходном состоянии и увеличива-

Измерения дифракционных спектров выполне-

ется до ∼900Å после перевода образца в неупорядо-

ны на Фурье-дифрактометре высокого разрешения

ченное состояние (T > 80^◦С) и медленного охлажде-

(ФДВР) на импульсном реакторе ИБР-2 в ОИЯИ

ния, после чего возникает почти равновесное состоя-

(Дубна) [12]. Для развертки дифракционного спек-

ние. Если же состояние сильно неравновесное (после

тра на ФДВР используется метод времени пролета,

закалки), то образуются кластеры фазы B2 в неупо-

высокое разрешение по межплоскостному расстоя-

рядоченной матрице А2. В [10] впервые был отме-

нию обеспечивается быстрым Фурье-прерывателем.

чен удивительный факт, состоящий в том, что кри-

Возможно переключение между модами высокого

сталлические решетки матрицы и встроенных в нее

разрешения (Δd/d ≈ 0.0015) и высокой светосилы

кластеров оказались когерентными с очень высокой

со средним разрешением (Δd/d ≈ 0.015). Нейтроно-

точностью (относительное различие параметров эле-

граммы, измеренные с высоким разрешением (диа-

ментарных ячеек было на уровне 10^-6). Этот факт

пазон одновременно измеряемых d_hkl составляет от

противоречил хорошо известному наблюдению зна-

0.6 до 4Å, время накопления полного спектра - 1 ч),

чительного (на величину ∼ 0.01Å) уменьшения па-

использовались для прецизионного анализа атомной

раметра ячейки сплавов Fe-Al, происходящему при

структуры и ширин (профилей) дифракционных пи-

упорядочении структуры.

ков. Во второй моде необходимая статистика наби-

Как продолжение этих работ нами проведены

рается за время ∼ 1 мин, она применяется для непре-

нейтронные дифракционные эксперименты на серии

рывного сканирования по температуре при скоростях

составов Fe-xAl (x соответствует ат.%) в широком

изменения температуры от 1 до 20 К/мин.

диапазоне содержаний Al и выполнен их количе-

В неупорядоченном состоянии (фаза А2) сплава

ственный анализ, что дало возможность проследить

его дифракционный спектр содержит (основные) пи-

эволюцию структурного и микроструктурного состо-

ки, соответствующие решетке α-Fe с индексами Мил-

яния сплавов вплоть до x = 50 и выявить корреля-

лера h+k+l = 2n. При упорядочении в фазе B2 сим-

цию изменений кристаллической решетки с эффек-

метрия структуры понижается до P m3m, что приво-

тами упорядочения в форме дисперсных кластеров.

дит к появлению пиков с произвольным набором ин-

Письма в ЖЭТФ том 110 вып. 9 - 10

2019

586

А. М. Балагуров, И. А. Бобриков, И. С. Головин

дексов Миллера. Образование фазы D0₃ приводит к

доченного магнитного момента железа (µ_Fe ≤ 2 µ_B)

изменению симметрии структуры и удвоению пара-

этот вклад невелик. Примеры дифракционных спек-

метра ячейки. Для этой структуры дифракционные

тров, измеренных с высоким разрешением в различ-

пики разделяются на три группы (при индексации

ных фазах Fe-xAl, показаны на рис. 1.

пиков в ячейке фазы D0₃):

- основные пики с четными индексами Миллера

и (h + k + l) = 4n;

- сверхструктурные пики 1-го типа со всеми чет-

ными (h, k, l);

- сверхструктурные пики

2-го типа со всеми

нечетными (h, k, l).

Кроме того, индексы Миллера для фазы D0₃ удо-

влетворяют стандартным правилам запрета для гра-

нецентрированной ячейки, а именно, отсутствуют

дифракционные пики со смешанными по четности

индексами. Для состава с x ≈ 25 (Fe₃Al) при низких

(до ∼ 500^◦С) температурах в дифракционных спек-

трах видны пики всех трех групп (фаза D0₃). Далее

(до ∼ 700^◦С) остаются пики первых двух групп (фа-

за B2), после чего остаются пики только 1-й группы

(фаза А2).

Интенсивности основных, I_f, и сверхструктурных,

Is, дифракционных пиков зависят от температуры

следующим образом:

Рис. 1. (Цветной онлайн) Нейтронные дифракционные

If ∼ Vf(T ) · |Ff|² · exp[-W(T )],

(1)

спектры составов Fe-xAl в фазах D03 (x = 27) и B2

Is ∼ Vs(T ) · ξ²(T ) · |Fs|² · exp[-W (T )],

(x = 50) и А2 (x = 16) (снизу вверх). Вертикальные

штрихи - расчетные положения пиков в фазе D03. При

где V_f(T ) и V_s(T ) - объемная доля образца, зани-

переходе в ячейку этой фазы все индексы Миллера пи-

маемая фазой, ответственной за появление соответ-

ков в фазах А2 и B2 следует умножить на 2

ствующих пиков, F_f и F_s - структурные факторы

соответствующих пиков, ξ(T) - фактор, характери-

Профили измеряемых на ФДВР дифракцион-

зующий степень упорядочения атомов, 0 ≤ ξ ≤ 1,

ных пиков в первую очередь определяются вкла-

exp[-W(T)] - фактор Дебая-Валлера. Для кратко-

дом от фурье-прерывателя, который близок к гаус-

сти, в формулы (1) не включены стандартные мно-

сиану с шириной, зависящей от максимальной ско-

жители - факторы Лоренца и поглощения и коэф-

рости и используемой функции распределения час-

фициент экстинкции. В случае дифракции нейтро-

тот вращения прерывателя [12]. В случае реально-

нов на стехиометрическом составе, например, FeAl,

го кристалла возникает дополнительное уширение,

со структурой B2: F_f = (b_Fe+b_Al), F_s = (b_Fe-b_Al), где

связанное с микродеформациями в кристаллитах, ε,

b_Fe = 0.945 и b_Al = 0.345 (в единицах 10^-12 см) - коге-

и конечными размерами областей когерентного рас-

рентные длины рассеяния нейтронов ядрами железа

сеяния (ОКР), L. Для ФДВР зависимость шири-

и алюминия. Для структуры D0₃ и стехиометриче-

ны дифракционного пика от межплоскостного рас-

ского состава Fe₃Al: F_f = (3b_Fe + b_Al), F_s = (b_Fe - b_Al).

стояния, d, определяется соотношением (формулой

Отсюда следует, что при полном упорядочении, т.е.

Вильямсона-Холла):

при ξ = 1, структурные факторы основных пиков

(Δd)² = C₁ + (C₂ + C₃) · d² + C₄ · d⁴,

(2)

больше, чем сверхструктурных, в 2.2 и в 5.3 раза для

B2 и для D0₃ соответственно.

где C₁ и C₂ константы, связанные с дифрактомет-

При наличии дальнего ферромагнитного поряд-

ром, С₃ ≈ (2ε)², C4 ≈ (k/L)2, где k - константа

ка в сплаве во всех дифракционных пиках, вклю-

Шеррера, близкая к 1 и учитывающая форму ОКР.

чая сверхструктурные, присутствует некоторый маг-

При отсутствии эффекта размера (большие ОКР),

нитный вклад, модулированный магнитным форм-

зависимость (Δd)² от d² будет линейной, при его на-

фактором железа, но из-за малой величины упоря-

личии - параболической. Соответственно, строя ее в

Письма в ЖЭТФ том 110 вып. 9 - 10

2019

Эффекты упорядочения в Fe-xAl сплавах

587

достаточно большом интервале d_hkl, можно опреде-

лить ε и L. Практика работы на ФДВР показала,

что его разрешающая способность позволяет уверен-

но определять микронапряжения в кристаллитах на

уровне ε ≈ 0.001 и больше и характерные размеры

ОКР на уровне L ≈ 2500Å и меньше.

В модели дисперсных кластеров, которая, как бы-

ло показано в [10], справедлива для литых образ-

цов Fe-xAl, размерный эффект определяется разме-

рами когерентно рассеивающих областей в класте-

рах и матрице, соотношение между которыми мо-

жет быть произвольным. В силу высокой симметрии

кристаллических решеток, сравнительно небольших

величин параметров элементарных ячеек и высоко-

го разрешения ФДВР в нейтронных дифракцион-

ных спектрах Fe-xAl все измеряемые пики являются

одиночными и их основные характеристики (интен-

сивность, положение, ширина) могут быть определе-

ны индивидуально для каждого пика. Это является

важным моментом для анализа корректности полу-

чаемых результатов, позволяет независимо опреде-

лять параметры ячейки для матрицы и кластеров и

контролировать возможные эффекты анизотропного

уширения пиков.

Результаты. Если руководствоваться только на-

Рис. 2. (Цветной онлайн) Построения Вильямсона-

личием тех или иных пиков в дифракционных спек-

Холла для ширин дифракционных пиков составов Fe-

трах, то можно заключить, что литые составы Fe-xAl

xAl: (а) - x = 16 (фаза А2) и x = 50 (фаза B2); (b) -

с увеличением x переходят из неупорядоченной фазы

x = 27 (фаза D03). Для x = 16 и 50 зависимости пара-

А2 в D0₃ при x ≈ 19 и далее в B2 при x ≈ 33. Это бы-

болические, характерные размеры областей когерент-

ло установлено еще в начале 1930-х гг. [13] и отраже-

ного рассеяния составляют 1300 и 2200Å, соответствен-

но в известных фазовых диаграммах (см., например,

но. Для x = 27 зависимость почти линейная для пиков,

[14]). Однако более подробное рассмотрение, вклю-

разрешенных в фазах А2 и B2 (L > 3000Å), и парабо-

чающее анализ ширин и интенсивностей дифракци-

лическая для сверхструктурных пиков, разрешенных в

онных пиков, значительно усложняет эту картину.

фазе D03, соответствующая характерному размеру об-

ластей когерентного рассеяния ∼ 700Å. Величины Δd

Характерные зависимости (Δd)² от d² для трех

умножены на 10³

структурных фаз Fe-xAl показаны на рис.2. В слу-

чаях фаз А2 и B2 все экспериментальные точки ло-

жатся на одну параболическую кривую, из коэффи-

рядоченной фазы D0₃, внедренными в частично упо-

циентов которой определяются ε и L. Величина мик-

рядоченную матрицу со структурой B2. Для поли- и

ронапряжений для всех изученных составов оказа-

монокристалла Fe-27Al подробный анализ дифрак-

лась очень малой (ε < 0.001), а размер ОКР ва-

ционных данных с определением температурных за-

рьировался от 1200 до 2200Å. Такое поведение ши-

висимостей характерных размеров кластеров и сте-

рин пиков соответствует однородной структуре, хо-

пени упорядочения в них выполнен в работах [10, 11].

тя сравнительно небольшой размер ОКР указывает

Кластеры D0₃ наблюдаются вплоть до x = 31, при-

на присутствие большого числа дефектов. Для со-

чем происходит уменьшение их размера до L ≈ 80Å.

ставов, находящихся в фазе D0₃, ситуация другая -

С увеличением содержания Al в сплавах пара-

ширины дифракционных пиков ложатся на две за-

метр элементарной ячейки и интенсивности дифрак-

висимости от d_hkl, близкую к линейной для пиков,

ционных пиков эволюционируют некоторым образом

разрешенных в фазах А2 и B2, и параболическую

(рис. 3). Наблюдаемое отклонение параметра ячейки

для сверхструктурных пиков, разрешенных только

от линейного роста с увеличением x, т.е. его факти-

в фазе D0₃. Эта картина полностью соответствует

ческое уменьшение при переходе к упорядоченному

микроструктуре, сформированной кластерами упо-

состоянию, является для бинарных сплавов давно и

Письма в ЖЭТФ том 110 вып. 9 - 10

2019

588

А. М. Балагуров, И. А. Бобриков, И. С. Головин

в спектрах высокого разрешения должны были бы

представлять собой сумму узких пиков от матрицы и

широких пиков от кластеров, сдвинутых относитель-

но друг друга на Δd ≈ 0.01Å, чего не наблюдается.

Более того, как показано в [10], параметры ячейки,

определенные по положениям отдельных основных

и сверхструктурных пиков, укладываются в интер-

вал ± 0.0001Å, т.е. между кристаллическими решет-

ками матрицы и кластеров выполняется очень высо-

кая степень когерентности.

Приведенные рассуждения подтверждаются дан-

ными по корреляции параметра кристаллической ре-

шетки и упорядочения в форме дисперсных клас-

теров, полученные нами для состава Fe-27Al, нахо-

дящегося в исходном неравновесном состоянии, при

его медленном (2 град/мин) нагревании. В ходе на-

Рис. 3. (Цветной онлайн) Параметр элементарной ячей-

грева образца наблюдаются фазовые превращения

ки (для D03 показана величина a^′ = a/2) и отношение

B2 → D0₃ → B2 → A2, регистрируемые по возник-

структурных факторов порядков отражения 100 и 200

новению и исчезновению сверхструктурных дифрак-

фазы B2 как функция x. При x = 50 показаны две точ-

ционных пиков. На рисунке 4 видно, что сверхструк-

ки: нижняя - литой образец, верхняя - после его нагре-

ва и медленного охлаждения (почти равновесное состо-

яние). Вертикальные линии разделяют (условно) обла-

сти существования А2, D03 и B2 как основных струк-

турных фаз. Ошибки точек примерно соответствуют

размеру символов

хорошо известным фактом. В частности, для сплавов

Fe-xAl подробные рентгеновские данные приведены

в [15], и они совпадают с нашими данными в преде-

лах ±0.001Å. Причины этого явления продолжают

дискутироваться. Так, в обзорной статье [16] на ос-

нове экспериментальных данных для большого чис-

ла бинарных сплавов обсуждается вопрос, связано ли

уменьшение параметра с энергетическими или с гео-

метрическими (различие в ионных радиусах) факто-

рами. Имеющиеся данные лучше коррелируют с из-

менением энергии упорядочения и, соответственно,

вычисления из первых принципов могут качествен-

Рис. 4. (Цветной онлайн) Зависимости от температуры

но предсказать наблюдаемую зависимость парамет-

параметра элементарной ячейки матрицы (фаза B2)

ра элементарной ячейки от состава, как это проде-

и интенсивностей основного (I400) и сверхструктурно-

монстрировано в работе [17] для составов Fe-Ga.

го (I311) пиков фазы D03, измеренные при нагревании

состава Fe-27Al. В интервале температур (240 < T <

Удивительный факт (на который ранее не обра-

< 490)^◦C микроструктура образца представляет собой

щали внимания) состоит в том, что показанный на

матрицу частично упорядоченной фазы B2 с дисперс-

рис. 3 параметр ячейки определен по положению ос-

но распределенными в ней кластерами упорядоченной

новных пиков, т.е. для матрицы. И поскольку в ис-

фазы D03. Параметр ячейки уменьшается при упорядо-

ходном состоянии литых образцов кластеры занима-

чении и увеличивается при разупорядочении. Индексы

ют (по оценке, сделанной в [11]) ≤ 40 % объема образ-

Миллера дифракционных пиков приведены для ячей-

ца, то можно было бы ожидать, что параметр ячей-

ки фазы D03

ки матрицы в диапазоне содержания Al от x ≈ 23

до ≈ 31 должен линейно (как в фазе А2) расти.

турный пик 311, связанный с образованием класте-

При этом профили основных дифракционных пиков

ров фазы D0₃, появляется при T ≈ 240^◦C и суще-

Письма в ЖЭТФ том 110 вып. 9 - 10

2019

Эффекты упорядочения в Fe-xAl сплавах

589

ствует до T ≈ 490^◦C и в этом же интервале темпе-

ратур происходит характерное уменьшение парамет-

ра элементарной ячейки, определенного, как и ранее,

по положениям основных пиков, т.е. для матрицы

B2. При этом интенсивность основных пиков плав-

но, без каких-либо резких изменений, убывает в со-

ответствии с уменьшением фактора Дебая-Валлера.

Эффективное уменьшение параметра в этом случае

составляет ∼ 0.0025Å. Эта величина в несколько раз

меньше, чем при вариации x, что, по-видимому, свя-

зано с неполной степенью упорядочения структуры

в кластерах.

Из показанного на рис.3 отношения структур-

ных факторов F₁₀₀/F₂₀₀ (отношение используется

для устранения возможного влияния текстуры на ин-

тенсивность пиков) следует, что с ростом x происхо-

дит постепенный рост интенсивности сверхструктур-

Рис. 5. (Цветной онлайн) Зависимости от температуры

нормированных интенсивностей (левая шкала) сверх-

ных пиков. Для фазы B2 расчет структурных фак-

структурного (I100) и основного (I110) пиков и ши-

торов в зависимости от содержания Al и степени упо-

рины (правая шкала) основного пика (W110), изме-

рядочения приводит к отношению:

ренные при нагревании состава Fe-50Al со скоростью

F₁₀₀/F₂₀₀ = 2(x - y)Δb/(2b_Fe - 2xΔb),

(3)

2 град/мин

где y - доля неупорядоченных атомов (y = 0 при

в том же диапазоне температур, также показанное

максимально возможном упорядочении состава с за-

на рис. 5.

данным x), Δb = b_Fe -b_Al. Показанные на рис. 3 изме-

Это предположение подтверждается и поведе-

ренные значения этого отношения качественно соот-

нием параметра элементарной ячейки при нагре-

ветствуют формуле (3), количественное соответствие

ве (рис.6). Из его S-образного изменения в рай-

достигается, если предположить неполное упорядо-

чение структуры (в пределах от 1 до 10 %) или влия-

ние экстинкции на интенсивности сильных пиков (в

этих же пределах).

Изменения интенсивностей дифракционных пи-

ков при нагреве образцов и извлекаемые из них за-

висимости структурных характеристик от темпера-

туры для состава с x = 27 подробно обсуждены в

[10]. Полученные новые данные подтверждают то,

что структурные переходы D0₃ → B2 → A2, на-

блюдаемые в Fe-xAl вплоть до x = 31, являются

типичными переходами 2-го рода. Необычные темпе-

ратурные зависимости зарегистрированы только для

состава Fe-50Al, а именно, нормальное уменьшение

интенсивностей, связанное с температурным фак-

тором Дебая-Валлера, неожиданно сменяется появ-

лением максимума при T

≈ 550^◦С, причем в ин-

тенсивностях как основных, так и сверхструктур-

Рис. 6. (Цветной онлайн) Зависимости от температу-

ных пиков (рис. 5). Из возможных причин этого эф-

ры нормированной интенсивности (правая шкала) ди-

фекта наиболее вероятной является экстинкционная,

фракционного пика (I110) и параметра элементарной

т.е. в этом интервале температур возникает замет-

ячейки (левая шкала) фазы B2, измеренные при на-

ное нарушение дальнего порядка, экстинкция умень-

гревании состава Fe-50Al

шается, что и приводит к увеличению интенсивно-

стей. Косвенное подтверждение этого предположе-

оне 520^◦С на 0.002Åследует, что в диапазоне (450-

ния - увеличение ширин всех дифракционных пиков

570)^◦С происходит разупорядочение структуры, т.е.

Письма в ЖЭТФ том 110 вып. 9 - 10

2019

590

А. М. Балагуров, И. А. Бобриков, И. С. Головин

во всем объеме образца или в какой-то его части сте-

Авторы благодарны Х. Нейхаузер (H. Neuhauser)

пень порядка в фазе B2 уменьшается, т.е. происходит

за изготовление сплавов, В.Г.Симкину и

переход B2 → А2. Это должно приводить к неко-

С. В. Сумникову за помощь в проведении нейтрон-

торому уменьшению интенсивностей сверхструктур-

ных дифракционных экспериментов на нейтронном

ных пиков, но при сильном уменьшении влияния экс-

источнике ИБР-2 (ОИЯИ, Дубна).

тинкции, возможно увеличение интенсивностей, что

Работа выполнена при финансовой поддержке

и наблюдается.

Российского фонда фундаментальных исследований

Заключение. В заключение сформулируем

(проекты # 18-02-00325 и 17-52-44024).

основные результаты. Нейтронные дифракционные

эксперименты, выполненные с высоким разреше-

A. J. C. Wilson, Proc. Roy. Soc. A 181, 360 (1943).

нием по межплоскостному расстоянию и в режиме

B. E. Warren, X-Ray Diffraction, Addison Wesley, N.Y.

непрерывного сканирования по температуре, поз-

(1969).

волили проследить эволюцию структурных фаз и

В. И. Иверонова, Г. П. Ревкевич, Теория рассеяния

микроструктурного состояния составов Fe-xAl. Уста-

рентгеновских лучей, изд. МГУ, М. (1978).

новлено, что в литых образцах (слабо неравновесное

P. Scardi, Powder Diffraction. Theory and Practice,

состояние) в интервале концентраций от x ≈ 23 до

RSC Publishing, Cambridge (2008), p. 376.

x ≈ 31 ат.% фаза D0₃ формируется в виде нано-

M. Greenholz and A. Kidron, Acta Crystallogr. A 26,

размерных кластеров (L ≈ 100-800Å), дисперсно

306 (1970).

распределенных в матрице неупорядоченной (А2)

H. Warlimont and G. Thomas, Metal. Sci. J. 4, 47

или частично упорядоченной (B2) фазы.

(1970).

При температурном сканировании переходы

D. Watanabe, H. Morita, H. Saito, and S. Ogawa,

B2 → D0₃ → B2 → A2 сопровождаются харак-

J. Phys. Soc. Jpn. 29, 722 (1970).

K. Shiiyama, H. Ninomiya, and T. Eguchi, Research

терными изменениями в зависимостях параметра

of Pattern Formation, KTK Scientific Publisher, Tokyo

ячейки от температуры: уменьшением при упоря-

(1994), p. 411.

дочении, увеличением при разупорядочении. Ранее

J. M. Ziman, Models of disorder. The theoretical physics

неизвестный факт состоит в том, что происходит

of homogeneously disordered systems, Cambridge

синхронное изменение параметра ячеек матрицы и

University Press, Cambridge (1979).

кластеров, между которыми сохраняется высокая

10.

А. М. Балагуров, И. А. Бобриков, Б. Мухаметулы,

степень когерентности. Из прецизионных значений

С. В. Сумников, И. С. Головин, Письма в ЖЭТФ

параметра ячейки, определенных независимо из

104, 560 (2016).

положений основных и сверхструктурных пиков,

11.

A. M. Balagurov, I. A. Bobrikov, S. V. Sumnikov, and

следует, что различие между параметрами решеток

I. S. Golovin, Acta Mater. 153, 45 (2018).

матрицы и кластеров, если и существует, то оно

12.

А. М. Балагуров, И. А. Бобриков, Г. Д. Бокучава,

В. В. Журавлев, В. Г. Симкин, ЭЧАЯ 46, 453 (2015).

много меньше ожидаемого (< 0.0002Å).

13.

A. J. Bradley and A.H. Jay, Proc. Roy. Soc. A 136, 210

Расчеты из первых принципов, проведенные в [17]

(1932).

для Fe-xGa, показали возможность теоретического

14.

O. Kubaschewski, Iron

- Binary phase diagrams,

описания этого эффекта. Соответствующее развитие

Springer-Verlag, Berlin (1982).

методики расчетов может позволить предсказывать

15.

A. Taylor and R.M. Jones, J. Phys. Chem. Solids 6, 16

появление кластеров с упорядоченной структурой и

(1958).

оценивать их размеры, оценивать степень упорядо-

16.

R. W. Chan, Intermetallics 7, 1089 (1999).

чения в областях, занятых фазой D0₃, выявлять воз-

17.

M. V. Matunina, M. A. Zagrebin, V. V. Sokolovskiy,

можные различия в величинах параметров элемен-

O. O. Pavlukhina, V.D. Buchelnikov, A. M. Balagurov,

тарных ячеек матрицы и кластеров.

and I. S. Golovin, Phase Trans. 92, 101 (2019).

Письма в ЖЭТФ том 110 вып. 9 - 10

2019