CC BY
14
УДК 620.193.1 :(546.72+546.76):54-19
МЕХАНОХИМИЧЕСКИЙ СИНТЕЗ НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ПОРОШКОВ ЕЕ1-ХСЯХ (Х=0,2-0,5) И ИХ КОМПАКТИРОВАНИЕ МЕТОДОМ МАГНИТНОГО ИМПУЛЬСНОГО ПРЕССОВАНИЯ
1ЕЛСУКОВ Е. П., 1УЛЬЯНОВ А. Л., 1КОЛОДКИН Д. А., 1ПОРСЕВ В. Е., 1ЕРЕМИНА М. А., 2ПАРАНИН С. Н., 2ЗАЯЦ С. В.
1 Физико-технический институт Уральского отделения РАН, 426000, г. Ижевск, ул. Кирова, 132 2Институт электрофизики Уральского отделения РАН, 620016, г. Екатеринбург, ул. Амундсена, 106
АННОТАЦИЯ. Методами рентгеновской дифракции и мёссбауэровской спектроскопии на ядрах 57Бе показано, что при механическом сплавлении в системе Бе1-хСгх при х < 0,3 происходит растворение атомов Сг в железе на всем протяжении процесса механической обработки. При х > 0,3 начальный этап также характеризуется растворением Сг в Бе, а затем начиная с определенного значения времени обработки наблюдается обратный процесс растворения атомов железа в хроме. Методом магнитно-импульсного прессования при Т = 400 °С получены компакты с нанокристаллической структурой (<Х) » 20 нм), плотностью от 67 до 90 % от теоретической.
КЛЮЧЕВЫЕ СЛОВА: железо, хром, механическое сплавление, кинетика, магнитно-импульсное прессование ВВЕДЕНИЕ
ОЦК сплавы Бе-Сг являются основой ферритных сталей и рассматриваются в качестве кандидатных материалов для оболочек ТВЭЛов реакторов на быстрых нейтронах, работающих в условиях облучения и при температурах до 700 °С [1]. Однако, как было показано еще во второй половине прошлого века, структурная температурная стабильность и, соответственно, охрупчивание этих сплавов, обусловленное либо расслоением по механизмам зарождения и роста, спинодального распада, либо формированием сигма-фазы (см., например [2]), существенно ограничивает их практическое применение. В связи с перспективностью этих сплавов не только для реакторов на быстрых нейтронах, но и для установок ядерного синтеза во многих странах в настоящее время проводятся теоретические и экспериментальные исследования поиска путей преодоления вышеуказанных недостатков.
В период с 1990 года по настоящее время значительное внимание привлечено к получению нанокристаллических сплавов Бе-Сг с концентрацией Сг от 20 до 50 % методом механического сплавления [3 - 9]. При этом в работе [4] исследовалось формирование о-фазы при термообработке нанокристаллического сплава Бе56Сг44. Было обнаружено, что о-фаза образуется при 480 °С, а при 522 °С полное образование о-фазы завершается после отжига в течение 100 ч, т.е. при существенно более низких температурах и за более короткие времена, чем для макрокристаллических образцов [2].
Возникает вопрос, может ли формирование нановключений о-фазы в двухфазной области при меньших концентрациях Сг предотвратить рост зерна при термообработке и тем самым сохранить высокий уровень механических свойств, характерный для нанокристаллических сплавов? Каких-либо опубликованных результатов в такой постановке вопроса обнаружено не было.
Для решения данного вопроса прежде всего необходимо провести детальные исследования процесса механического сплавления (МС) в образцах с концентрацией хрома ССг < 44 %, так как в работах [3 - 9] основное внимание уделялось конечным стадиям МС и формированию магнитных свойств. Вторая задача заключалась в получении объемных образцов методом магнитного импульсного прессования с условием сохранения нанокристаллического состояния.
МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
Исходные бинарные смеси в атомных соотношениях Бе:Сг 80:20, 70:30, 60:40 и 52:48 готовили из порошков Бе марки ОСЧ 13-2 (99,98 %) и Сг марки 17Х1М (99,7 %). МС проводили в шаровой планетарной мельнице Ри1уеп2ейе-7 (Рг^сЬ, Германия) в инертной среде аргона. Сосуд и шары были изготовлены из стали ШХ-15, содержащей 1,5 мас.% Сг и 1 мас.% С (остальное - Бе). Масса загружаемого порошка для каждого времени механической обработки составляла 10 г. Вместе с порошком в сосуд загружали 20 шаров диаметром 9,5 мм. Температура сосуда при МС не превышала 60 °С при энергонапряженности мельницы 1,5 Вт-г- . Возможное загрязнение исследуемых образцов продуктами износа сосуда и шаров контролировалось измерениями массы сосуда, шаров и порошка до и после МС с погрешностью Аш относительно массы порошка ±1 %. Отметим, что ранее было обнаружено увеличение [10] в массе порошков Бе и Сг Аш вплоть до 150 % в зависимости от времени измельчения 1шц. В настоящей работе процесс МС останавливали при Аш>1 %. При ^1=8 ч Аш»2 % (^С^), 4,5 % ^70^0), 4 % ^0^40) и 5 % (^С^).
Магнитно-импульсное прессование порошков [11, 12] проводилось на установке, обеспечивающей уплотнение в условиях вакуума (1 - 10 Па) при температуре 20 - 500 °С с предварительным удалением из порошка адсорбированных веществ. Импульсные давления амплитудой до 2 ГПа обеспечивают получение спрессованных порошков с повышенной плотностью. С выдержкой в течение 4 ч при температуре 400 °С были получены МИП-компакты диаметром 15 мм и толщиной 1 - 2 мм. Образцы были подвергнуты шлифовке, полировке и травлению в 10%-ном растворе НС1.
Изображения частиц во вторичных электронах были получены на спектрометре 1ЛМР-108 (ШОЬ, Япония).
Рентгеноструктурные исследования были выполнены на дифрактометре ДРОН-3М (СиКа-излучение). Для определения размера зерен и величины микроискажений применяли гармонический анализ Уоррена и Авербаха с аппроксимацией формы линии функцией Фойгта [13]. Данный метод позволяет использовать для анализа один рефлекс дифрактограмм образца и эталона.
Мёссбауэровские исследования проводили на спектрометре ЯГРС-4М в режиме постоянных ускорений с источником резонансного у-излучения 57Со(КЬ). Из спектров восстанавливали функции распределения сверхтонких магнитных полей Р(Н) с использованием обобщенного регуляризованного алгоритма решения обратных некорректных задач [14].
Металлографические исследования МИП-компактов выполнены на микроскопе МИМ-8М. Плотность компактов измерялась гидростатическим методом на воздухе и в дистиллированной воде. Прибор ПМТ-3 был использован для измерения микротвердости при нагрузке на индентор 100 г.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ
1. Порошки после МС
1.1. Изображения частиц и рентгеновская дифракция
Изображения частиц порошков во вторичных электронах приведены на рис. 1. Исходные порошки Бе и Сг характеризуются камневидной формой и размерами 5 - 10 мкм (рис. 1, а и 1, б). Независимо от концентрации Сг в исходной смеси на самых ранних стадиях механической обработки происходит резкое увеличение размеров частиц с неоднородным распределением по размерам (рис. 1, в для Бе80Сг20 и рис. 1, д для Бе52Сг48 при 1ш;1=30 мин). Увеличение времени обработки при 1ш;1>1 ч приводит к более однородному распределению по размерам в интервале от 10 до 40 мкм (рис. 1, г для Бе80Сг20 и рис. 1, е для Бе52Сг48 при ^1=3 ч).
Рис. 1. Изображения частиц порошков во вторичных электронах: хром (а), карбонильное железо (б), порошок Ре80Сг20, механически сплавленный в течение 30 мин (в) и 3 ч (г), порошок Ре52Сг48, механически сплавленный в течение 30 мин (д) и 3 ч (е)
На всем протяжении процесса МС обнаруживаются только ОЦК рефлексы. Вследствие
близости параметров ОЦК решеток Бе и Сг [2] только в исходной смеси и в диапазоне
больших 29-углов удается разделить Ка1 и Ка2 дублеты, как это видно на обзорных
дифрактограммах (рис. 2 и 3, кривые 1) и подробно снятом рефлексе 301 (рис. 2 и 3,
кривые 2) для смеси Бе80Сг20 (рис. 2) и Бе52Сг48 (рис. 3). Перекрытие линий за счет их
уширения происходит уже на самой ранней стадии при 1тц=15 мин (рис. 2 и 3, кривые 3).
Из приведенных на рис. 2 и 3 дифрактограмм можно только качественно утверждать
о переходе систем в наноструктурное состояние. Получить информацию о размере зерен {Ь)
и уровне микроискажений {е2)1/2 раздельно для составляющих на основе Бе и Сг практически
2 1/2
невозможно. Поэтому для оценки {Ь) и {е ) был использован практически неразрешенный
рефлекс 110 в области углов 20=43° (рис. 2 и 3, кривые 1), позволяющий получить
2 1/2
полуколичественную информацию о зависимостях {Ь)(1тц) и {е ) (1тц).
Необходимо отметить важную особенность в поведении формы рефлексов 301 при 15 мин < < 1 ч (кривые 2 - 5 на рис. 2 и 3), проявляющуюся наиболее отчетливо для смеси Бе52Сг48 (рис. 3). С увеличением от 15 мин до 1 ч рефлекс Сг практически не изменяет своего положения и формы, в то время как рефлекс для составляющей на основе Бе резко уширяется и уменьшается по максимальной интенсивности относительно рефлекса для Сг. Этот результат позволяет предположить преимущественное растворение Сг в Бе при МС в интервале 1шц от 15 мин до 1 ч.
Ре СГ Ке Сг
80 2 0 52 48
4 <и
Я н о
л
н
U
о
я ta Я и Я <и н я
5
4 <и
5 Н О
л н о о я а s
о Я <и н я
112 113 114 115 116 117 118 119 120 2Q(CuKa), градусы
112 113 114 115 116 117 118 119 120 20(CuKa), градусы
Рис. 2. Рентгеновские дифрактограммы смеси порошков Ке80Сг20: 1, 2 - исходная смесь, 3-7 - порошки после МС 15 мин, 30 мин, 1 ч, 2 ч и 8 ч, соответственно
Рис. 3. Рентгеновские дифрактограммы смеси порошков Ке52Сг48: 1, 2 - исходная смесь, 3-7 - порошки после МС 15 мин, 30 мин, 1 ч, 2 ч и 8 ч, соответственно
1.2. Мёссбауэровская спектроскопия
При анализе мёссбауэровских спектров и найденных из них функций распределения сверхтонких магнитных полей P(H) были обнаружены два концентрационных интервала по содержанию Cr в исходных смесях < 30 % и > 30% с различным поведением при МС.
На рис. 4 приведены данные для смеси Fe80Cr20. Прежде всего, следует отметить, что компонента спектра, соответствующая a-Fe (H = 330 кЭ) исчезает при 4 < tmii < 8 ч. Основные изменения связаны с появлением компонентов в спектрах с H < 310 кЭ, интенсивность и число которых возрастает с увеличением tmii. Отметим, что при всех значениях tmii в спектрах и функциях P(H) не обнаружено появление составляющих с H < 100 кЭ, указывающих на растворение Fe в Cr [15]. Аналогичный результат был получен для смеси Fe70Cr30.
На рис. 5 представлены данные для смеси Fe52Cr48. При tmii < 1 ч изменения в спектрах и функциях P(H) подобны представленным на рис. 4. Однако, при tmii > 2 ч в функциях P(H) появляются компоненты с H < 100 кЭ. Компонента от чистого a-Fe также исчезает при tmii > 4 ч. Аналогичный результат был получен для смеси Fe60Cr40.
Рис. 4. Мёссбауэровские спектры и функции Р(Н) Рис. 5. Мёссбауэровские спектры и функции Р(Н) смеси порошков Ре80Сг20 после МС в течение смеси порошков Ре52Сг48 после МС в течение
15 мин - 1, 1 ч - 2, 2 ч - 3, 3 ч - 4, 8 ч - 5 15 мин - 1, 1 ч - 2, 2 ч - 3, 3 ч - 4, 8 ч - 5
Таким образом, с учетом данных по рентгеновской дифракции можно утверждать, что начальная стадия МС характеризуется для всех концентраций Сг в исходной смеси растворением Сг в Бе. Если концентрация Сг не превышает 30 %, весь Сг растворяется в частицах Бе. При превышении 30 % Сг в исходной смеси наблюдается обратный процесс растворения Бе в Сг, что и приводит к появлению в функциях Р(Н) низкополевых составляющих.
Представляло интерес выяснить распределение атомов Бе и Сг в частицах при завершении МС. На рис. 6 приведены мессбауэровские спектры и восстановленные из них функции Р(Н) (сплошные линии) для 1тн = 8 ч. С этой целью воспользуемся результатами ранних работ [16, 17], в которых была показана справедливость описания сверхтонких магнитных полей в широкой концентрационной области разупорядоченных сплавов Бе-Сг через выражение Н(с, п, т) = НБе(1+ап+Ът)(1+кс), где Н(с, п, т) - поле на ядре для атома Бе с п и т примесными атомами Сг при концентрации Сг с в 1 и 2 координационных сферах, соответственно. Член кс учитывает влияние более удаленных сфер. В [16, 17] показано, что в широкой области концентраций, коэффициенты а, Ъ и к не зависят от концентрации с и равны -0,08, -0,07 и 0,05, соответственно. Используя биномиальное распределение вероятности появления атомов Сг в двух координационных сферах, были рассчитаны функции Р(Н) для заложенных концентраций Сг в исходных смесях (пунктирные линии) и с учетом привеса (штриховые линии). Из рис. 6 видно, что только для смеси Бе80Сг20 удовлетворительно совпадают функции Р(Н), что указывает на близкое к статистически однородному распределению атомов Бе и Сг.
-4 0 4 Скорость, мм/с
100
200 Н, кЭ
300
Рис. 6. Мёссбауэровские спектры и функции Р(Н) порошков после МС(8ч) для смесей Ре8оСг2о - 1, РеуоСгзо - 2, РебоС^о - 3, Ре^С^ - 4. На функциях Р(Н) сплошные линии - восстановленные из спектров, пунктирные линии - моделирование по концентрации Сг в исходной смеси, штриховые линии - моделирование с учетом привеса после МС
8
8
0
Для остальных смесей не обнаруживается удовлетворительное описание восстановленных из спектров высокополевых компонент. Кроме того, для смесей Бе60Сг40 и Ее52Сг48 в рассчитанных функциях Р(Н) отсутствует немагнитная компонента с Н ~ 0.
Таким образом, при МС систем с концентрацией Сг в исходных смесях > 30 % реализуются концентрационные неоднородности двух типов с неоднородным распределением атомов Сг в бывших частицах Бе и обедненные по Бе бывшие частицы Сг при содержании Сг > 40 %. Увеличение времени механической обработки не приводит к однородному распределению вследствие увеличения износа сосуда и шаров и участия продуктов износа в МС [10].
Количественной характеристикой МС может выступать значение среднего поля (Н).
Зависимость (Н)Оти) приведены на рис. 7, а. Из сравнения с данными рентгеновской
2 1/2
дифракции (Г)(1тц) и (е ) (1тц) (рис. 7, б) видно, что МС начинается наиболее интенсивно
2 1/2
при 1т > 1 ч для (Г) < 20 нм и (е ) (1тц)=0,3 %. Процесс МС выходит на насыщение при и1=4 - 8 ч.
Время измельчения, ч
Рис. 7. Зависимости от времени измельчения среднего СТМП <И>(1ти) - а, среднего размера зерен <Ь>(1тП) и уровня микроискажений <е2>1/2(1тП) - б • - Ре(80)Сг(20); ♦ - Ре(70)Сг(30); ▲ - Ре(60)Сг(40); + - Ре(52)Сг(48)
2. МИП-компакты
2
Перед компактированием порошки после МС (8 ч) отжигали в вакууме 10- Па в течение 4 ч при 400 и 500 °С с целью проверки наличия в образцах наноструктурного состояния. Как видно из таблицы по данным рентгеновской дифракции размер зерен в образцах после отжига не превышает 20 нм. Однако по данным мёссбауэровской спектроскопии (рис. 8) наблюдаются изменения в спектрах и функциях Р(Н), связанные с появлением высокополевых составляющих, особенно при отжиге 500 °С (рис. 8, в). Подобная картина наблюдалась для всех смесей.
Таблица
Средний размер зерна механосинтезированных и отожженых при различных температурах, а также подвергнутых магнитно-импульсному прессованию сплавов Ре-Сг, их плотность и микротвердость
Ре80&20 Ре70&э0 Геб0&40 Ре52&48
МС (8 ч); <1>, нм 12 7 8 11
МС (8 ч) + 400 °С (4 ч); <Ь>, нм 14 9 9 16
МС (8 ч) + 500 °С (4 ч); <Ь>, нм 17 11 12 19
МС (8 ч) + 400 °С (4 ч) + МИП <Ь>, нм 15 19 20 18
р, г/см3 (%) 5,1(67)* 6,2(80) 6,8(90) 6,8(90)
Н„, ГПа 5,1 5,4 5,5 6,2
■*)---—
) В скобках указана плотность в процентах от теоретической
£ к
-4
0
Скорость, мм/с
100 200 300 Н, кЭ
400
Рис. 8. Мёссбауэровские спектры и функции Р(Н) смеси Ре60Сг40 после МС (8 ч) - 1, МС (8 ч)+400 °С (4 ч) - 2, МС (8 ч)+500°С (4 ч) - 3
Из полученных данных для компактирования была выбрана температура 400 °С. На рис. 9 представлены изображения поверхности компактов после травления. Все образцы характеризуются наличием пор размером до 100 мкм. Наноструктурное состояние сохранялось для всех составов (см. табл.). Однако плотность в компактах оказалась достаточно низкой, особенно для составов Бе80Сг20 и Бе70Сг30 - 67 и 80 % от теоретической, соответственно. Данные по микротвердости лежат в пределах от 5 до 6 ГПа (табл.).
Приведенные результаты для компактов показывают, что для улучшения их характеристик необходимо увеличить температуру при компактировании до 500 °С, несмотря на то, что согласно мёссбауэровской спектроскопии обнаруживается перераспределение атомов Сг в образцах (рис. 8, в), обнаруживаемое по сдвигу функции Р(Н) в область больших полей.
а
б
Рис. 9. Оптические фотографии поверхности компактов: Ре80Сг20 - а, Ре70Сгз0 - б, Реб0Сг40 - в, Ре^С^ - г
1
2
3
8
4
8
0
г
в
ВЫВОДЫ
Впервые обнаружены различия в процессе механического сплавления для образцов с содержанием Сг в исходной смеси <30 % и >30 %. В первом случае наблюдается односторонний процесс растворения атомов Сг в Бе на всем протяжении процесса механической обработки смеси в шаровой планетарной мельнице. Второй случай на начальном этапе также характеризуется растворением атомов Сг в Бе, однако, начиная с определенного значения ^1=2 ч происходит обратный процесс растворения атомов Бе в Сг.
При МС смесей Бе и Сг необходимо учитывать появление значительного износа материала измельчающих тел и способность продуктов износа участвовать в МС с исходной смесью.
Образцы после МС характеризуются концентрационной неоднородностью, связанной с распределением атомов Сг и Бе в частицах, степень которой возрастает с увеличением концентрации Сг в исходной смеси. Для изучения формирования сигма-фазы при температурах отжига 700 °С в концентрационно неоднородных нанокристаллических образцах в двухфазной области равновесной диаграммы состояния наиболее подходящими являются составы 30 и 40 ат.% Сг в исходных смесях.
Методом магнитно-импульсного прессования при Т = 400 °С получены компакты с нанокристаллической структурой ((£,) » 20 нм), плотностью от 67 до 90 % от теоретической. Для улучшения характеристик компактов необходимо увеличивать температуру прессования до 500 °С.
Работа выполнена в рамках проекта Президиума УрО РАН 15-9-2-14 "Температурная стабильность механоактивированных нанокристаллических ОЦК сплавов Ее1_хСгх (х=0.2-0.5): формирование сигма-фазы и ее влияние на механические свойства".
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Ehlich K., Konys J., Heikinheimo L. Materials for high performance light water reactors // Journal of Nuclear Materials, 2004, vol. 327, pp. 140-147.
2. Вол А. Е. Строение и свойства двойных металлических систем. Том II. М.: ФИЗМАТГИЗ, 1962. 982 c.
3. Koyano T., Takizawa T., Fukunaya T., Mizutani U., Kamizura S., Kita E., Tasaki A. Mechanical alloying process of Fe-Cr powders studied by magnetic measurements // Journal of Applied Physics, 1993, vol. 73, no. 1, pp. 429-433.
4. Koyano T, Mizutani U., Okamoto H. Evaluation of the controversial o®(Cr)+(a-Fe) eutectoid temperature in the Fe-Cr system by heat treatment of mechanically alloyed powder // Journal of Materials Science Letters, 1995, vol. 14, pp. 1237-1240.
5. Murugesan M., Kuwano H. Magnetic properties of nanocrystalline Fe-Cr alloys prepared by mechanical alloying // IEEE Transactions on Magnetics, 1999, vol. 35, no. 5, pp. 3499-3501.
6. Fnidiki A., Lemoine C., Teilet J., Nogues M. Properties of mechanically alloyed Fei00.XCrX powder mixtures: Magnetic measurements // Physica B, 2005, vol. 363, pp. 271-281.
7. Bentayeb F. Z., Alleg S., Bouzabatta B., Creneche J. M. Study of alloying mechanisms of ball milled Fe-Cr and Fe-Cr-Co powders // Journal of Magnetism and Magnetic Materials, 2005, vol. 288, pp. 282-296.
8. Fnidiki A., Lemoine C., Teilet J. Properties of mechanically alloyed Fe100-XCrX powder mixtures: Mossbauer study // Physica B, 2005, vol. 357, pp. 319-325.
9. Delcroix P., Le Caer G., Costa B. F. O. Mossbauer spectrometry of near equiatomic Fe-Cr alloys: Influence of preparation method // Journal of Alloys and Compounds, 2007, vols. 434-435, pp. 584-586.
10. Kuwano H., Ouyang H., Fultz B. A Mossbauer spectrometry study of nanophase Cr-Fe synthesized by mechanical alloying: a measurement of grain boundary width // Nanostructured Materials, 1992, vol. 1, pp. 143-145.
11. Ivanov. V., Paranin S., Nozdrin A. Principles of pulsed compaction of ceramic nano-sized powders // Key Engineering Materials, 1997, vols. 132-136, pp. 400-403.
12. Иванов В. В., Ноздрин А. А., Паранин С. Н. Полуавтоматическая установка магнитно-импульсного прессования порошков // Материаловедение. 2011. № 7. С. 42-45.
13. Дорофеев Г. А., Стрелецкий А. Н., Повстугар И. В., Протасов А. В., Елсуков Е. П. Определение размеров наночастиц методами рентгеновской дифракции // Коллоидный журнал. 2012. Т. 74, № 6. С. 710-720.
14. Voronina E. V., Ershov N. V., Ageev A. L., Babanov Yu. A. Regular algorithm for the solution of the inverse problem in Mossbauer spectroscopy // Physica Status Solidi B, 1990, vol. 160, pp. 625-634.
15. Елсуков Е. П., Колодкин Д. А., Ульянов А. Л., Порсев В. Е. Начальная стадия механического сплавления в бинарной системе на основе Cr с Fe // Коллоидный журнал. 2015. Т. 77, № 2. С. 152-162.
16. Wertheim G. K., Jaccarino V., Wernick J. H., Buchanan D. N. E. Range of the exchange interaction in iron alloys // Physical Review Letters, 1964, vol. 12, no. 1, pp. 24-27.
17. Schwartz L. H., Chandra D. Hyperfine fields in concentrated Fe-Cr alloys // Physica Status Solidi B, 1971, vol. 45, pp. 201-208.
MECHANOCHEMICAL SYNTHESIS OF FE1-XCRX (X=0,2-0,5) NANOCRYSTALLINE POWDERS AND ITS CONSOLIDATION BY MEANS OF MAGNETIC-PULSE COMPACTION
1Yelsukov E. P., 1Ulyanov A. L., 1Kolodkin D. A., 1Porsev V. E., 1Eremina M. A., 2Paranin S. N., 2Zayats S. V.
Physical-Technical Institute, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences, Izhevsk, Russia 2Institute of Electrophysics, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences, Ekaterinburg, Russia
SUMMARY. The bcc Fe-Cr alloys are the basis of ferritic steels and considered as a candidate materials for shells of fuel elements of fast neutron reactors operating under irradiation and at temperatures up to 700 °C. However, as it was shown in the second half of the last century, the structural temperature stability and, accordingly, embrittlement of these alloys limits their practical application. In the period from 1990 to the present time, considerable attention is drawn to the production of nanocrystalline Fe-Cr alloys by means of mechanical alloying with a Cr concentration from 20 to 50 %. Studying the formation of o-phase in the heat-treated nanocrystalline Fe56Cr44 alloy showed that o-phase is formed at 480 °C, and at 522 °C the formation of o-phase is completed after heating up treatment for 100 hours, i.e. at significantly lower temperatures and shorter times than in case of macrocrystalline samples. The question arises whether or not the formation of o-phase nano-inclusions in a two-phase region at lower Cr concentrations can prevent grain growth during heat treatment, and thus maintain a high level of mechanical properties, that is characteristic for nanocrystalline alloys. To answer this question, one have to carry out a detailed study of the mechanical alloying (MA) process in the samples with the concentration of chromium CCr < 44 %. The second challenge was to obtain bulk samples by magnetic pulse compaction provided the conservation of nanocrystalline state. As a matter of course it has been shown by means of X-ray diffraction and Mossbauer spectroscopy on 57Fe nuclei that mechanical alloying of Fe1-xCrx (x < 0.3) system leads to dissolution of Cr atoms in Fe lattice throughout the whole process of mechanical treatment. In case of x > 0.3, the initial stage is also characterized by dissolution of Cr in iron, and then starting from a certain time of mechanical treatment the reverse process of Fe dissolution in Cr matrix is observed. Magnetic pulse compaction technique have been used to obtain consolidated nanocrystalline samples ({L)» 20 nm), with the density being equal to 67 - 90 % of the theoretical value. To improve the characteristics of compacts the temperature of pressing needs to increase up to 500 °C.
KEYWORDS: iron, chromium, mechanical alloying, kinetics, magnetic pulse compaction. REFERENCES
1. Ehlich K., Konys J., Heikinheimo L. Materials for high performance light water reactors. Journal of Nuclear Materials, 2004, vol. 327, pp. 140-147.
2. Vol A. E. Stroenie i svojstva dvojnyh metallicheskih sistem. Tom II. [Structure and properties of binary metallic systems. Volume II]. Moscow: Fizmatgiz Publ., 1962, 982 p.
3. Koyano T., Takizawa T., Fukunaya T., Mizutani U., Kamizura S., Kita E., Tasaki A. Mechanical alloying process of Fe-Cr powders studied by magnetic measurements. Journal of Applied Physics, 1993, vol. 73, no. 1, pp. 429-433.
4. Koyano T, Mizutani U., Okamoto H. Evaluation of the controversial o®(Cr)+(a-Fe) eutectoid temperature in the Fe-Cr system by heat treatment of mechanically alloyed powder. Journal of Materials Science Letters, 1995, vol. 14, pp. 1237-1240.
5. Murugesan M., Kuwano H. Magnetic properties of nano crystalline Fe-Cr alloys prepared by mechanical alloying. IEEE Transactions on Magnetics, 1999, vol. 35, no. 5, pp. 3499-3501.
6. Fnidiki A., Lemoine C., Teilet J., Nogues M. Properties of mechanically alloyed Fe100-XCrX powder mixtures: Magnetic measurements. Physica B, 2005, vol. 363, pp. 271-281.
7. Bentayeb F. Z., Alleg S., Bouzabatta B., Creneche J. M. Study of alloying mechanisms of ball milled Fe-Cr and Fe-Cr-Co powders. Journal of Magnetism and Magnetic Materials, 2005, vol. 288, pp. 282-296.
8. Fnidiki A., Lemoine C., Teilet J. Properties of mechanically alloyed Fe100-XCrX powder mixtures: Mossbauer study. Physica B, 2005, vol. 357, pp. 319-325.
9. Delcroix P., Le Caer G., Costa B. F. O. Mossbauer spectrometry of near equiatomic Fe-Cr alloys: Influence of preparation method. Journal of Alloys and Compounds, 2007, vols. 434-435, pp. 584-586.
10. Kuwano H., Ouyang H., Fultz B. A Mossbauer spectrometry study of nanophase Cr-Fe synthesized by mechanical alloying: a measurement of grain boundary width. Nanostructured Materials, 1992, vol. 1, pp. 143-145.
11. Ivanov V., Paranin S., Nozdrin A. Principles of pulsed compaction of ceramic nano-sized powders. Key Engineering Materials, 1997, vols. 132-136, pp. 400-403.
12. Ivanov V. V., Nozdrin A. A., Paranin S. N. Poluavtomaticheskaja ustanovka magnitno-impul'snogo pressovanija poroshkov [Semi automatic magnetic pulse pressing of powders]. Materialovedenie, 2011, vol. 7, pp. 42-45.
13. Dorofeev G. A., Streleckij A. N., Povstugar I. V., Protasov A. V., Elsukov E. P. Opredelenie razmerov nanochastic metodami rentgenovskoj difrakcii [Determining the size of nanoparticles X-ray diffraction]. Kolloidnyj zhurnal, 2012, vol. 74, no. 6, pp. 710-720.
14. Voronina E. V., Ershov N. V., Ageev A. L., Babanov Yu. A. Regular algorithm for the solution of the inverse problem in Mossbauer spectroscopy. Physica Status Solidi B, 1990, vol. 160, pp. 625-634.
15. Elsukov E. P., Kolodkin D. A., Ul'janov A. L., Porsev V. E. Nachal'naja stadija mehanicheskogo splavlenija v binarnoj sisteme na osnove Cr s Fe [The initial stage of the mechanical alloying in a binary system based on Fe with a Cr]. Kolloidnyj zhurnal, 2015, vol. 77, no. 2, pp. 152-162.
16. Wertheim G. K., Jaccarino V., Wernick J. H., Buchanan D. N. E. Range of the exchange interaction in iron alloys. Physical Review Letters, 1964, vol. 12, no. 1, pp. 24-27.
17. Schwartz L. H., Chandra D. Hyperfine fields in concentrated Fe-Cr alloys. Physica Status Solidi B, 1971, vol. 45, pp. 201-208.
Елсуков Евгений Петрович, доктор физико-математических наук, заведующий отделом ФТИ УрО РАН, тел. 8(3412)72-32-61, e-mail: yelsukov@ftiudm.ru
Ульянов Александр Леонидович, кандидат физико-математических наук, старший научный сотрудник ФТИ УрО РАН, тел. 8(3412)43-33-22, e-mail: ulyanov@ftiudm. ru
Колодкин Денис Александрович, кандидат физико-математических наук, младший научный сотрудник ФТИ УрО РАН, e-mail: denchkol88@gmail. com
Порсев Виталий Евгеньевич, кандидат физико-математических наук, старший научный сотрудник ФТИ УрО РАН, e-mail: porsev@ftiudm. ru
Еремина Марина Анатольевна, кандидат физико-математических наук, старший научный сотрудник ФТИ УрО РАН, тел. 8(3412)21-26-55, e-mail: mrere@mail.ru
Паранин Сергей Николаевич, кандидат физико-математических наук, старший научный сотрудник ИЭФ УрО РАН, тел. 8(343)267-87-75, e-mail: paranine@iep.uran.ru
Заяц Сергей Владимирович, младший научный сотрудник, ИЭФ УрО РАН, e-mail: zayats@iep. uran. ru
