1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Физика металлов и металловедение
  4. T. 120, № 12, 2019

Физика металлов и металловедение, 2019, T. 120, № 12, стр. 1314-1321

Структурно-фазовые превращения в процессе приготовления упорядоченных тройных сплавов систем Fe–Al–M (M = Ga, B, V, Mn) с использованием механосплавления

Е. В. Воронина a, *, А. К. Аль Саеди a, А. Г. Иванова a, А. К. Аржников b, Е. Н. Дулов a

a Казанский федеральный университет
420008 Казань, ул. Кремлевская, 18, Россия

b УдмФИЦ
426000 Ижевск, ул. Кирова,132, Россия

* E-mail: evoronina2005@yandex.ru

Поступила в редакцию 16.04.2019
После доработки 25.06.2019
Принята к публикации 10.07.2019

Полный текст (PDF)

Аннотация

Изучена возможность и приведены условия синтеза упорядоченных тройных сплавов Fe65Al35 – xМx и Fe65 – yAl35My (x, y = 0, 3, 5, 10 ат. %, M = B, Ga, V, Mn). В качестве материалов-предшественников для упорядоченных сплавов использовались нанокристаллические метастабильные разупорядоченные тройные сплавы, полученные с помощью механосплавления из элементарных компонентов. С помощью термообработки механосинтезированных материалов было достигнуто однофазное состояние с В2 сверхструктурой для сплавов с добавками Ga и V, с D03 сверхструктурой – для сплавов с добавками B и Mn.

Ключевые слова: упорядоченные тройные сплавы на основе Fe–Al, механосинтез, структура, сверхтонкие взаимодействия

ВВЕДЕНИЕ

В исследованиях [1, 2] показано, что сплавы Fe–Al обладают набором практически важных свойств, таких как высокие удельная прочность, стойкость к коррозии, жаропрочность и хорошая прочность при промежуточных температурах. Поэтому интерметаллиды системы Fe–Al всегда рассматривались как перспективные материалы для создания на их основе конструкционных материалов для использования в высокотемпературных и агрессивных средах. Однако низкая пластичность при растяжении и хрупкое разрушение при комнатной температуре ограничивают их применение. Известно, что введение в сплав небольших добавок третьего элемента, например бора, приводит к увеличению пластичности и поглощению энергии при испытаниях на удар [2–7].

На основе результатов работ [8–10] была предсказана возможность создания важных для технических применений сплавов Fe–Al с добавками Ga или B, в которых сочетаются магнитоупругие свойства, обеспечивающие достаточно высокие значения магнитострикции, и хорошая механическая прочность. Такого рода сплавы перспективны в качестве материалов для сенсоров и преобразователей, поскольку в дополнение к высоким значениям магнитострикции эти сплавы недороги и их можно подвергать механической обработке. Тройная система Fe–Al–V давно привлекает к себе внимание в связи с проявлением аномальных транспортных свойств электронов в сплавах с D03-сверхструктурой (Fe1 – xVx)3Al [11]. Таким образом, потенциал практических применений сплавов железо–алюминий с добавками третьего элемента не исчерпан, и понимание роли такого легирования имеет важное значение для улучшения их конструкционных и функциональных свойств. В дополнение, упорядоченные сплавы Fe–Al с содержанием Al > 30 ат. % оказались удобными модельными объектами для исследования природы возникновения и стабилизации магнитных нанонеоднородностей в структурно-однородных магнетиках, в частности, несоразмерных спиновых структур [12].

Система Fe–Al является примером двойной системы с ограниченной растворимостью при комнатной температуре [13], но с помощью механического сплавления твердые растворы Fe(Al) были получены почти во всех диапазонах состава [14, 15]. Известно, что одним из способов получения однофазных неравновесных нанокристаллических неупорядоченных сплавов является метод механохимического синтеза в шаровой планетарной мельнице. Механосплавление обеспечивает синтез интерметаллических соединений и твердых растворов, в том числе в несмешиваемых системах [16, 17]. Среди методов синтеза материалов механическое сплавление заслуживает внимания из-за универсальности и экономичности процесса. Можно привести много примеров сплавов, в которых температура кипения легкоплавких металлов ниже температуры плавления второго реагента – тугоплавкого металла, вследствие чего интересный по ожидаемым свойствам сплав или интерметаллид либо не может быть получен, либо его получение в однофазном состоянии с заданной концентрацией компонентов традиционными методами металлургии затруднительно. Имеются единичные работы, посвященные комплексным структурным и магнитным исследованиям тройных систем Fe–Al–V, Fe–Al–Mn, Fe–Al–B, Fe–Al–Ga [8–11, 18–23], а в диапазоне концентраций – 30–35 ат. % Al, 5–10 ат. % третьего элемента – такие публикации не найдены. Цель данной работы состояла в изучении возможности синтеза упорядоченных тройных сплавов систем Fe65Al35 – xМx и Fe65 – yAl35My (x, y = 0, 3, 5, 10 ат. %, M = B, Ga, V, Mn) с использованием нанокристаллических метастабильных материалов, предварительно полученных с помощью механосплавления из элементарных компонентов.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ

В качестве компонентов для механосинтеза использовались порошки чистых элементов: железа (99.98%), алюминия (99.99%), галлия (99.99%), бора (99.98%), марганца (99.9%), феррованадия (Fe60V40), с размером частиц менее 300 мкм. Для получения бинарного сплава закладывалась смесь порошков Fe и Al, тройных сплавов – смесь Fe, Al и одного из вышеперечисленных материалов в весовых пропорциях, соответствующих целевым концентрациям компонентов сплава. Механическое сплавление проводилось в планетарной мельнице FRITSCH P-7 в атмосфере аргона. Ранее было выполнено детальное изучение процесса механического сплавления в системе Fe–Al на примере сплава Fe–32 ат. % Al [24]. Исходя из предшествующих исследований, в данной работе были выбраны длительность и условия механосинтеза: материалы измельчающих средств, соотношение загружаемой смеси и измельчающих шаров. Измельчающие сосуды и шары были изготовлены из стали ШХ15. Длительность механосинтеза составляла 16 ч, поскольку результаты работы [24] показали, что такое время воздействия является достаточным для получения однофазных однородных сплавов железа с sp-элементами (Al, Si и т.д.) без заметного загрязнения материалом измельчающих средств. Химический анализ сплавов проводился с помощью атомного эмиссионного спектрометра SPECTRO-FLAME-MODULA D с индуктивно-связанной плазмой и вторичного ионного масс-спектрометра МС7201. Результаты этих исследований показали, что содержание компонентов в сплаве совпадало с номинальным содержанием, заложенным в смесь для механосинтеза, в пределах ±0.5 ат. %.

Материалы Fe65Al35, Fe65 – xAl35 – yМx, y (My = Ga, B; Mx = V, Mn; x, y = 3, 5, 10 aт. %) после механо-синтеза на следующем этапе подвергались термообработке: отжигу в индукционной печи в вакууме с последующей закалкой в воду. Скорость охлаждения образцов оценивается в ≈25–30 град/с. Температура и длительность отжига для разных систем варьировались. Аттестация структурного состояния осуществлялась методом рентгеноструктурного анализа при комнатной температуре с использованием дифрактометров ДРОН-3M и SMARTLAB (Rigaku) c CuKα-излучением (Ni монохроматор). Фазовый состав полученных материалов определялся обработкой дифрактограмм методом полнопрофильного анализа Ритвельда (WPPF, PDXL 2) с использованием базы данных ICDD PDF-2. Расчет среднего размера области когерентного рассеяния (ОКР) 〈L〉 и уровня микродеформации выполнялся по методу Уоррена–Авербаха с помощью аппроксимации функциями Фойгта [25]. Мессбауэровские спектры (МС) на ядрах 57Fe измерялись с использованием спектрометра MS-1104 Em в режиме постоянных ускорений с источником 57Co в матрице Rh при температурах 300 и 80 К. В качестве эталона для калибровки скоростной шкалы использовалась фольга α-Fe при комнатной температуре. Мессбауэровские спектры обрабатывались с использованием программного продукта SpectrRelax [26].

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

Механическое сплавление. Согласно равновесным фазовым диаграммам состояний [13] область существования разупорядоченных твердых растворов в сплавах Fe–Al ограничивается 20.5 ат. % Al. Известно, что методами механоактивации удается продлить область пересыщенных разупорядоченных твердых растворов до 70 ат. % Al [27].

На дифрактограммах всех сплавленных материалов после 16 ч механосинтеза (рис. 1) присутствует только система сильно уширенных ОЦК-рефлексов, сдвинутых относительно положений линий чистого α-Fe. Последнее указывает на растворение Al и атомов третьего химического элемента в железе и формирование ОЦК твердого раствора на основе α–Fe. Какие-либо другие рефлексы, свидетельствующие о присутствии непрореагировавших примесей или указывающие на наличие интерметаллидов, не обнаруживаются. Рассчитанные параметры ОЦК решетки а синтезированных сплавов приведены в табл. 1, и, в частности, для сплава Fe65Al35 согласуются с результатами работ [28–30]. Как видно, тенденция к возрастанию параметра решетки наблюдается для сплавов системы Fe–Al–Ga. Для образцов системы Fe‒Al–B значения постоянной решетки а ниже, чем для бинарного сплава Fe65Al35, что, в соответствии с [21], характерно для атомов бора в решетке FeAl в качестве примеси замещения.

Рис. 1.

Рентгеновские дифрактограммы сплавов Fe65Al35, Fe65 – xAl35 – yМx,y (My = Ga, B; Mx = V, Mn; x, y = 5 ат. %) после механического сплавления.

Таблица 1.  

Структурные данные и параметр сверхтонкого взаимодействия для образцов после механического сплавления: а – параметр решетки, 〈L〉 – размер ОКР и 〈Bhf〉 – среднее СТМП на ядре 57Fe

Сплав а*, нм 〈L〉**, нм 〈Bhf〉, Тл
Fe65Al35 0.2920 5 21.8
Fe65Al30Ga5 0.2920 4 22.0
Fe65Al25Ga10 0.2924 4 22.3
Fe65Al30B5 0.2918 2 23.8
Fe65Al25B10 0.2906 3 24.5
Fe60Al35V5 0.2919 4 15.4
Fe55Al35V10 0.2917 4 10.2
Fe62Al35Mn3 0.2920 4 21.8
Fe60Al35Mn5 0.2921 3 17.4

 * Погрешность в определении а: ±4 × 10–4 нм для системы FeAl. ** Погрешность определения размеров ОКР: ±2 нм.

Вычисленные значения а для механосплавленных образцов Fe–Al–V и Fe–Al–Mn не противоречат данным работ [18, 22]. Значения среднего размера ОКР 〈L〉 лежат в интервале 2–5 нм, при одинаковом, в пределах погрешности, уровне гомогенной микродеформации 〈ε2〉1/2 ≈ 0.2–0.3%. Все механосинтезированные материалы находятся в нанокристалическом состоянии.

Данные мёссбауэровской спектроскопии подтверждают неупорядоченное однофазное состояние синтезированных сплавов. Большое число неэквивалентных позиций, характерных для атомноразупорядоченного твердого раствора, отчетливо видно на МС сплавов Fe–Al c примесями и распределениях сверхтонкого магнитного поля (СТМП) р(Bhf) (рис. 2). Для сплава Fe65Al35 среднее значение СТМП (табл. 1) хорошо согласуется с известными ранее результатами для разупорядоченных кристаллических и аморфных сплавов [28–30].

Рис. 2.

Мессбауэровские спектры сплавов в неупорядоченном нанокристаллическом состоянии и соответствующие распределения СТМП p(Bhf) (Тизм = 300 К): (а) Fe65Al35, (б) Fe65Al30Ga5, (в) Fe65Al30B5, (г) Fe60Al35Mn5, (д) Fe60Al35V5. Погрешность в определении среднего СТМП ±0.2 Тл.

В распределениях СТМП р(Bhf) сплавов с Ga, V, B, Mn не обнаруживаются явно компоненты, которые могут быть отнесены к равновесным фазам с известными параметрами сверхтонких взаимодействий (СТВ).

Анализ значений среднего СТМП на ядре 57Fe в синтезированных сплавах показывает, что введение примеси Ga в бинарный сплав практически не изменяет вид p(Bhf) и приводит к незначительному возрастанию среднего СТМП. Наличие в сплаве 5 ат. % примеси бора существенно увеличивает среднее СТМП на ≈2.0 Тл (рис. 2, табл. 1). Добавка ванадия вызывает существенное уменьшение среднего СТМП 57Fe на ≈–1.3 Тл на 1 ат. % V. Это согласуется с видом МС [16], которые при комнатной температуре кроме вклада, характеризующегося широким распределением СТМП, содержат магнитно-нерасщепленную компоненту. Таким образом, полученные в работе данные рентгеноструктурных и мессбауэровских измерений показывают, что механосинтезированные тройные сплавы на основе Fe65Al35 с Ga, B, V, Mn являются структурно- и магнитно-однофазными объектами с нанометровым размером ОКР и высокой степенью микроискажений. На следующем этапе выполнялась термообработка синтезированных материалов.

Термообработка (отжиг). Исходя из фазовой диаграммы состояний [13], для сплавов Fe с концентрацией 35 ат. % Al, при температурах отжига от 500 до 800°C возможно образование D03- и В2-сверхструктур. В упорядоченных сплавах сохраняется частичный химический беспорядок, обусловленный тем, что данное содержание Al является промежуточным между стехиометрическими концентрациями для D03 (25 ат. % Al) и В2 (50 ат. % Al) сверхструктур. Если рассматривать элементарную ячейку с удвоенным параметром решетки 2а, то на рентгеновских дифрактограммах наряду с ОЦК структурными рефлексами (220), (400) и т.д. будут наблюдаться два наиболее интенсивных сверхструктурных рефлекса (111) и (200) при упорядочении D03-типа и один наиболее интенсивный рефлекс (200) при упорядочении B2-типа. Порошки Fe65Al35– хGaх (x = = 5, 10 ат. %) после сплавления отжигались при 800°C (1 ч) и затем охлаждались до температуры, соответствующей области существования B2-сверхструктуры –700°C [13], при которой выдерживались 32 ч. Упорядоченный сплав Fe65Al35 служил в качестве эталонного и подвергался аналогичной термообработке.

На дифрактограммах после отжига (рис. 3), обнаруживаются только пики В2 (Fe65Al35, Fe65Al30Ga5) или D03 (Fe65Al30B5) сверхструктур, т.е. образцы находятся в состоянии с дальним композиционным порядком. Ширина рентгеновских рефлексов существенно меньше ширины соответствующих пиков на дифрактограммах нанокристаллических сплавов до отжига. Значение постоянной B2-решетки отожженных образцов с добавкой Ga выше, чем для упорядоченного по В2-типу бинарного сплава Fe65Al35 (табл. 2).

Рис. 3.

Рентгеновские дифрактограммы сплавов Fe65Al35, Fe65 –xAl35 –yМx,y (My = Ga, B; Mx = V, Mn; x, y = 3, 5 ат. %) после механического сплавления и последующего отжига. На вставке – участок дифрактограммы, в котором наблюдаются (111) и (200) сверхструктурные отражения.

Таблица 2.  

Температура отжига, тип структуры, параметр решетки – а и среднее СТМП – 〈Bhf〉 при Тизм = = 80 К для образцов после отжига

Сплав Tотж, °C Cтруктура а*, нм 〈Bhf〉, Тл
Fe65Al35 700 B2 0.2894 4.0
Fe65Al30Ga5 700 B2 0.2897 6.1
Fe65Al30B5 400 D03 0.5792 17.8
Fe60Al35V5 800 B2 0.2891 0
Fe62Al35Mn3 800 D03 0.5791 6.7

* Погрешность в определении а: ±1 × 10–4 нм для образцов после отжига.

МС отожженных сплавов Fe65Al35 и Fe65Al30Ga5 состоят из магнитно-нерасщепленной одиночной линии при понижении температуры вплоть до 80 К (рис. 4). В случае образования многофазного состояния, вызванного химическим расслоением сплава, в МС при Т > 80 К кроме немагнитной компоненты должны были бы прослеживаться составляющие со значительным СТМП. При Тизм = 80 К и ниже, в МС наблюдается значительное уширение, а затем – магнитное расщепление синглета. В нейтронографических исследованиях [12] упорядоченных по B2-типу сплавов Fe–Al была обнаружена корреляция магнитных моментов, интерпретированная с позиций волн спиновой плотности (ВСП). В работе [31] на основе низкотемпературных измерений во внешних магнитных полях было предложено объяснение магнитного поведения упорядоченных сплавов Fe65Al35 и Fe65Al30Ga5 в рамках модели магнитного фазового расслоения. Модель предполагает существование двух магнитных подсистем: ферромагнитного типа и ВСП. ВСП нестабильна уже при Тизм = 30–50 К, а при 80 К в системе магнитных моментов развивается релаксационный процесс с временами релаксации меньше мёссбауэровского временного окна. Поэтому в МС сплавов Fe–Al с содержанием Al > 32 ат. % при Т > 80 К наблюдается только магнитно-нерасщепленная компонента.

Рис. 4.

Мессбауэровские спектры, измеренные при Тизм = 300 и 80 К, и соответствующие распределения СТМП p(Bhf) при Тизм = 80 K для сплавов после механического сплавления и последующего отжига (а) Fe65Al35, (б) Fe65Al30Ga5, (в) Fe65Al30B5, (г) Fe65Al35V5, (д) Fe62Al35Mn3.

Небольшое уменьшение параметра решетки (3–5 × 10–4 нм), обнаруженное в тройных сплавах Fe65 – xAl35Vх (x = 5, 10 ат. %), соответствует структурным данным работ [18, 19, 32]. Добавление ванадия приводит также к уменьшению среднего изомерного сдвига на ядре железа по сравнению с его значением для Fe65Al35, а падение 〈Bhf〉 (табл. 2) соответствует тенденциям, наблюдавшимся как в экспериментальных, так и в теоретических работах [19, 33]. Оба эффекта являются результатом “притока” d-электронов при введении атомов V в решетку Fe, приводящего к уменьшению поляризации электронов проводимости [34]. Дифракциионные данные и изменения параметров СТВ указывают на реализацию тройных Fe65 – хAl35Vx сплавов c B2-сверхструктурой.

Согласно фазовой диаграмме состояний тройной системы Fe–Al–Mn, исследованной в работе [35], сплавы с заданной концентрацией Fe65 – xAl35Mnх (x = 3, 5 ат. %) должны иметь ОЦК (B2) структуру. На дифрактограмме сплава с добавкой марганца после механосинтеза преобладают рефлексы D03 сверхструктуры, однако регистрируются и отражения, соответствующие метастабильной фазе Fe2Al (L12), количество которой оценивается в 1.5 мас. %. Образование этой фазы мы связываем с недостаточно высокой для данной системы скоростью закалки. MC сплава Fe62Al35Mn3 после отжига демонстрирует увеличение сверхтонкого магнитного расщепления со средним 〈Bhf〉 = 6.7 Тл (рис. 4, табл. 2), что значительно выше среднего СТМП в упорядоченном сплаве Fe65Al35.

В сплавах Fe65Al35 – хBх (x = 5, 10 ат. %) с помощью высокотемпературной обработки не удалось получить упорядоченное однофазное состояние. После отжига при Т = 800°С (1 ч) согласно дифракционным измерениям структура сплава характеризуется фазами: Fe–Al (B2) и бориды FeB и Fe2B (рис. 5). Мёссбауэровские измерения подтверждают структурные изменения в механосинтезированном материале после отжига. В МС кроме синглета, соответствующего B2 фазе, наблюдаются составляющие со СТМП (рис. 6, показаны стрелками), характерным для нестехиометрических деформированных боридов Fe2B и FeB [36]. Понижение температуры отжига до 500° также приводило к многофазному состоянию.

Рис. 5.

Рентгеновские дифрактограммы сплава Fe65Al30В5 после механосинтеза и последующих отжигов. Обозначение символов: ▼, ▽ – для рефлексов D03 и B2 соответственно, ⚫ – FeB и ↓ – Fe2B структур.

Рис. 6.

Мёссбауэровские спектры сплава Fe65Al30B5, измеренные при Tизм = 300 K, и соответствующие распределения СТМП p(Bhf) (а) после механического сплавления, и после отжига при (б) 400°С 4 ч, (в) 400°С 32 ч, (г) 800°С 1 ч.

Отжиг при 400°С (1 ч; 4 ч; 32 ч) позволил получить упорядоченные сплавы Fe65Al35 –хBх (x = = 5, 10 ат. %). На дифрактограмме в области углов, соответствующих отражениям (111) и (200) D03 сверхструктуры, наблюдаются уширенные рефлексы (рис. 5). Постоянная решетки этих сплавов выше соответствующего значения для двойного упорядоченного сплава Fe65Al35 (табл. 2.). Кроме того, МС сплавов Fe65Al35 –хBх характеризуются значительным магнитным сверхтонким расщеплением – до 30.0 Тл (рис. 6). С ростом концентрации B от 5 до 10 ат. %, увеличиваются среднее СТМП на ядрах 57Fe, изомерный сдвиг от 0.15 до 0.19 мм/с и квадрупольное расщепление. Такие изменения параметров СТВ характерны для сплавов внедрения, в которых атомы бора занимают, преимущественно, позиции в междоузлиях [21]. МС при различных температурах (300 К и ниже [31]) в совокупности с данными магнитных измерений свидетельствуют о ферромагнитном поведении квазиупорядоченных тройных сплавов Fe65Al35 – хBх. Полагаем, что все перечисленное указывает на частичное упорядочение в расположении атомов по узлам D03 решетки.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Исследование, выполненное в данной работе, показывает возможность получения тройных упорядоченных сплавов Fe65Al35 – xМx и Fe65 – yAl35My (x, y = 0, 3, 5, 10 ат. %, M = B, Ga, V, Mn) в структурно-однофазном состоянии. На первом этапе из элементарных компонентов методом механического сплавления были синтезированы тройные сплавы в нанокристаллическом разупорядоченном состоянии. На втором этапе для каждой системы был подобран режим термообработки, позволивший получить упорядоченные, структурно-однофазные сплавы с B2 или D03 сверхструктурой. Структурно-фазовое состояние материалов на макроскопическом и локальном уровне анализировалось методами рентгеновской дифракции и мессбауэровской спектроскопии на каждом из этапов. Тройные системы с добавками Ga и V были получены в состоянии c B2-сверхструктурой, с добавками Mn и B – состоянии с D03-сверхструктурой.

Работа выполнена за счет средств субсидии, выделенной Казанскому федеральному университету в рамках государственного задания в сфере научной деятельности (3.7352.2017/8.9).

Список литературы

  1. Discussion Meeting on the Development of Innovative Iron Aluminium Alloy // Intermetallics. Special Issue. Edited by D.G. Morris. 2005. V. 13. № 12. P. 1255–1342.

  2. Materials Science and Engineering A: 1998. V. 258. Iss. 1–2. P. 1–336.

  3. Alexander D.J., Maziasz P.J., Wright J.L. Processing and alloying effects on tensile and impact properties of FeAl alloys // Mater. Sci. Engin. A. 1998. V. 258. P. 276–284.

  4. Fraczkiewicz A., Gay A., Biscondi M. On the boron effect in FeAl (B2) intermetallic alloys // Mater. Sci. Engin. A. 1998. V. 258. P. 108–114.

  5. Cohron J.W., Lin Y., Zee R.H., George E.P. Room-temperature mechanical behavior of FeAl: effects of stoichiometry, environment, and boron addition // Acta Mater. 1998. V. 46. № 17. P. 6245–6256.

  6. Liu C.T., George E.P., Maziasz P.J., Schneibel J.H. Recent advances in B2 iron aluminide alloys: deformation, fracture and alloy design // Mater. Sci. Eng. A. 1998. V. 258. № 1, 2. P. 84–98.

  7. Rico M.M., Greneche J.M., Alcázar G.A.P. Effect of boron on structural and magnetic properties of the Fe60Al40 system prepared by mechanical alloying // JAC. 2005. V. 398. № 1, 2. P. 26–32.

  8. Bormio-Nunes C., Dias M.B., Ghivelder L. High magnetostriction of the polycrystalline alloy (Fe0.8Al0.2)97B3 // JAC. 2013. V. 574. P. 467–471.

  9. Bormio-Nunes C., Hubert O. Piezomagnetic behavior of Fe–Al–B alloys // JMMM. 2015. V. 393. P. 404–418.

  10. Restorff J.B., Wun-Fogle M., Clark A.E., Lograsso T.A., Ross A.R., Schlagel D.L. Magnetostriction of ternary Fe–Ga–X alloys (X = Ni, Mo, Sn, Al) // J. Appl. Phys. 2002. V. 91. № 10. P. 8225–8227.

  11. Nishino Y. Electronic structure and transport properties of pseudogap system Fe2VAl // Mater. Transact. 2001. V. 42. № 6. P. 902–910.

  12. Noakes D.R., Arrott A.S., Belk M.G., Deevi S.C., Huang Q.Z., Lynn J.W., Shull R.D., Wu D. Incommensurate spin density waves in iron aluminides // PRL. 2003. V. 91. № 21. P. 217201.

  13. Кубашевски О. Диаграммы состояния двойных систем на основе железа. М.: Металлургия, 1985. 183 с.

  14. Le Caër G., Delcroix P., Kientz M.O., Malaman B. The study of Fe-based mechanically alloyed materials by Mössbauer spectroscopy // Mater. Sci. Forum. 1995. V. 179–181. P. 469–474.

  15. Hsu J.H., Chien C.L. Structural and Mössbauer studies of Fe1 – xAlx alloys over the entire composition range // Hyp. Inter. 1991. V. 69. № 1–4. P. 451–454.

  16. Калошкин С.Д., Томилин И.А., Шелехов E.B., Чердынцев В.В., Андрианов Г.А., Балдохин Ю.В. Образование пересыщенных твердых растворов в системе Fe–Cu при механосплавлении // ФММ. 1997. Т. 84. № 3. С. 68–76.

  17. Dorofeev G.A., Elsukov E.P., Ul’yanov A.L. Mechanical alloying of immiscible elements in the Fe–Mg system // Inorganic materials. 2004. V. 40. № 7. P. 690–699.

  18. Popiel E., Tuszyński M., Zarek W., Rendecki T. Investigation of Fe3 – xVxAl alloys with D03 type structure by X-ray, magnetostatic and Mössbauer effect methods // J. Less-Common Met. 1989. V. 146. P. 127–135.

  19. Popiel E., Zarek W., Kapuśniak Z., Tuszyński M. Crystal order and magnetic properties of Fe2.4V0.6Al alloy studied by magnetostatic and Mössbauer methods // Nukleonika. 2003. V. 48. P. 65–70.

  20. Gharsallah H.I., Sekri A., Azabou M., Escoda L., Suñol J.J., Khitouni M. Structural and Thermal Study of Nanocrystalline Fe–Al–B Alloy Prepared by Mechanical Alloying // Metall. Mater. Trans. A. 2015. V. 46. № 8. P. 3696–3704.

  21. Raulot J. M., Fraczkiewicz A., Cordonnier T., Aourag H., Grosdidier T. Atomistic study of the effect of B addition in the FeAl compound // J. Mater. Sci. 2008. V. 43. № 11. P. 3867–3872.

  22. Alcazar G.A.P., da Silva E.G., Paduani C. Magnetic properties of Fe–Mn–Al alloy system in the FCC disordered phase // Hyp. Inter. 1991. V. 66. № 1–4. P. 221–229.

  23. Alcazar G.A.P., Plascak J.A., da Silva E.G. Magnetic properties of Fe–Mn–Al alloys in the disordered phase // PRB. 1988. V. 38. № 4. P. 2816–2819.

  24. Yelsukov E.P., Ulyanov A.L., Dorofeev G.A. Comparative analysis of mechanisms and kinetics of mechanical alloying in Fe–Al and Fe–Si systems // Acta Mater. 2004. V. 52. № 14. P. 4251–4257.

  25. Dorofeev G.A., Streletskii A.N., Povstugar I.V., Protasov A.V., Elsukov E.P. Determination of nano-particle sizes by X-ray diffraction // Colloid J. 2012. V. 74. № 6. P. 675–685.

  26. Matsnev M.E., Rusakov V.S. SpectrRelax: An application for Mössbauer spectra modeling and fitting // Mössbauer spectroscopy in Materials Science-2012: Proceedings of the International Conference MSMS-12. AIP Conference Proceedings. 2012. V. 1489. P. 178–185

  27. Gialanella S., Amils X., Barò M.D., Delcroix P., Le Caër G., Lutterotti L., Suriñach S. Microstructural and kinetic aspects of the transformations induced in a FeAl alloy by ball-milling and thermal treatments // Acta Mater. 1998. V. 46. № 9. P. 3305–3316.

  28. Yelsukov E.P., Voronina E.V., Barinov V.A. Mössbauer study of magnetic properties formation in disordered Fe–Al alloys // JMMM. 1992. V. 115. № 2–3. P. 271–280.

  29. Huffman G.P., Fisher R.M. Mössbauer studies of ordered and cold-worked Fe–Al alloys containing 30 to 50 at % Aluminum // JAP. 1967. V. 38. № 2. P. 735–742.

  30. Shiga M., Kikawa T., Sumiyama K., Nakamura Y. Magnetic properties of metastable Fe–Al alloys produced by vapor quenching // Nippon Oyo Jiki Gakkai-Shi. 1985. V. 9. № 2. P. 187–190.

  31. Voronina E.V., Arzhnikov A.K., Chumakov A.I., Chistyakova N.I., Ivanova A.G., Pyataev A.V., Korolev A.V. Magnetic phase separation and magnetic moment alignment in ordered alloys Fe65Al35 – xMx (Mx = Ga, B; x = 0; 5 at. %) // Adv. Cond. Matt. Phys. 2018. V. 2018. P. 1–8.

  32. Nishino Y., Kato M., Asano S., Soda K., Hayasaki M., Mizutani U. Semiconductorlike behavior of electrical resistivity in Heusler-type Fe2VAl compound // PRL. 1997. V. 79. № 10. P. 1909–1912.

  33. Drittler B., Stefanou N., Blügel S., Zeller R., Dederichs P.H. Electronic structure and magnetic properties of dilute Fe alloys with transition-metal impurities // PRB. 1989. V. 40. № 12. P. 8203–8212.

  34. Krause J.C., Paduani C., Schaff J., da Kosta M.I. Jr. Electronic structure of disordered Fe–V alloys // Phys. Rev. B. 1998. V. 57. P. 857–861.

  35. Chakrabarti D.J. Phase stability in ternary systems of transition elements with aluminum // Metal. Trans. B. 1977. V. 8. № 1. P. 121–123.

  36. Yelsukov E.P., Dorofeev G.A., Barinov V.A. Mössbauer study of solid state reactions under mechanical grinding of the Fe2B and FeB borides // Czech. J. Physics. 1997. V. 47. № 5. P. 499–506.

Дополнительные материалы отсутствуют.

Инструменты

следующая статья выпуска предыдущая статья выпуска содержание выпуска

Физика металлов и металловедение

Архивы выпусков Информация о журнале Отправить рукопись в журнал