CC BY
11
ТЕРМОИНДУЦИРОВАННЫЕ СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОМ
_ПЕРЕСЫЩЕННОМ ТВЕРДОМ РАСТВОРЕ а^^)_
УДК 669.1782:539.89:536.424.1
ТЕРМОИНДУЦИРОВАННЫЕ СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОМ ПЕРЕСЫЩЕННОМ ТВЕРДОМ РАСТВОРЕ
УЛЬЯНОВ А.Л., ЕЛСУКОВ Е.П., ЕРЕМИНА М.А., ЛАДЬЯНОВ В.И.
Физико-технический институт УрО РАН, Россия, Ижевск, ulyanov@fnm s.fti. udm. щ
АННОТАЦИЯ. Методами дифференциальной сканирующей калориметрии, рентгеновской дифракции, мёссбауэровской спектроскопии на ядрах 57Fe и 119Sn и с использованием двух типов термообработки (нагрев под закалку, изохронный отжиг) установлены три стадии структурно-фазовых превращений нанокристаллического пересыщенного твердого раствора Fe70Sn30 по направлению к равновесию. Формирование равновесных фаз ОЦК Fe98Sn2 и интерметаллида FeSn при изохронных (1 ч) отжигах завершается при температуре 500°С.
КЛЮЧЕВЫЕ СЛОВА: сканирующая калориметрия, дифракция, мёссбауэровская спектроскопия, термообработка, структурно-фазовые превращения, нанокристаллический раствор, равновесные фазы.
ВВЕДЕНИЕ
Многочисленными исследованиями, выполненными в последние 25 лет, было показано, что механическая активация (сплавление и измельчение) в энергонапряженных измельчающих устройствах является способом получения неравновесных состояний в твердых телах, в том числе пересыщенных твердых растворов (ПТР) с высоким содержанием второго компонента в сплавах на основе Fe. Так, например, были получены ОЦК разупорядоченные ПТР Fe-Si [1-4], Fe-Sn [1, 3-5] с концентрацией Si(Sn) до 33 ат. %, Fe-Pb [6] с концентрацией Pb до 5 ат. %. Отличительной особенностью продуктов механоактивации, является их нанокристаллическое состояние с размером зерен <L><10 нм, большеугловыми границами и тройными стыками. C этой точки зрения интересно было бы исследовать влияние наноструктуры на механизмы и кинетику перехода к равновесию в условиях термообработки. Определенная попытка изучить эту проблему была предпринята нами в работе [7] на примере несмешиваемой в равновесии системы Fe-Pb. Анализ последовательности структурно-фазовых превращений с использованием изохронного отжига и нагрева под закалку позволил установить двухстадийность структурной эволюции в результате перехода от сильнонеравновесного состояния к равновесному. В настоящей работе в качестве объекта для исследования выбран ОЦК неупорядоченный пересыщенный нанокристаллический твердый раствор a-Fe(Sn) с концентрацией легирующего компонента 30 ат.%, полученный методом механического сплавления в шаровой планетарной мельнице. Выбор данного объекта обусловлен наличием мёссбауэровских изотопов Fe и Sn, что позволит изучить эволюцию локальной атомной структуры как со стороны окружения атома Fe, так и со стороны атома Sn, и тем самым даст возможность более детального исследования последовательности структурно-фазовых превращений в результате перехода к равновесию. Таким образом, целью настоящей работы является изучение процесса термоиндуцированного распада нанокристаллического ПТР a-Fe(Sn).
ЭКСПЕРИМЕНТ
Порошок нанокристаллического ПТР a-Fe(Sn) был получен методом механического сплавления элементарных чистых компонентов Fe и Sn в атомном соотношении 70:30 в шаровой планетарной мельнице Пульверизетте-7 в среде аргона. В качестве термообработок использовался непрерывный нагрев со скоростью 70°/мин до различных температур с последующей закалкой в воду и изохронный отжиг в течение 1 ч. ДСК измерения выполнены на приборе Diamond DSC фирмы PerkinElmer, откалиброванном по In и Zn, в
атмосфере проточного аргона с использованием корундовых тиглей. Измерения проводились в интервале температур от комнатной до 500°С при скоростях нагрева 10, 20, 30, 40, 50 и 70°/мин. Энергии активации (Еа, кДж/моль) определены методом Киссинджера [8] с использованием зависимости температуры начала процесса (Тр, К) от скорости нагрева (у, К/мин):
1п(Тр2 /у) = Ea/(RTP) + А,
где R - газовая постоянная ^=8,3143 кДж/(моль К)), А - предэкспоненциальный фактор (мин-1). Величина энергии активации определяется как тангенс угла наклона прямой зависимости 1п(Тр2 / у) от 1/Тр.
Рентгеновские дифрактограммы (РД) получены при комнатной температуре в монохроматизированном СиКа-излучении (монохроматор - графит). Мёссбауэровские исследования проводились на спектрометре ЯГРС-4М, работающем в режиме постоянных
57
ускорений с источником у-излучения Со в матрице хрома и на спектрометре SM 2201DR с источником 119^п в химической форме CaSnOз. Из РД были вычислены параметр решетки (а), размеры зерен (^>), уровень микроискажений (<ё2>1/2). Функции Р(Н) распределения СТМП находились с использованием обобщенного регулярного алгоритма решения обратных задач по методу Тихонова.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ
На рис. 1 представлены результаты калориметрических исследований. По виду температурных зависимостей мощности теплового потока можно сделать вывод о протекании трёх экзотермических процессов. Первые два процесса реализуются в широком интервале температур от 120 до 350°С, соответствующие им экзотермические пики имеют значительную ширину и перекрываются. Энергии активации обоих процессов соответственно составили ~ 110 и 130 кДж/моль. Энергия активации третьего процесса, протекающего в температурном диапазоне 350-440°С, приблизительно равна 220 кДж/моль. Таким образом, из общего вида кривых ДСК были выбраны следующие характерные
100 200 300 400 500
Т, 0С
Рис. 1. Кривые ДСК неупорядоченного пересыщенного твердого раствора а-Fe(Sn) при различных скоростях нагрева: 1 - 10°/мин, 2 - 20°/мин, 3 - 30°/мин, 4 - 40°/мин, 5 - 50°/мин, 6 - 70°/мин
ТЕРМОИНДУЦИРОВАННЫЕ СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОМ
_ПЕРЕСЫЩЕННОМ ТВЕРДОМ РАСТВОРЕ а-РЕ(БК)_
На рис. 2 представлены рентгеновские дифрактограммы исходного нанокристалличес-кого пересыщенного твердого раствора а-Ре(Бп) и образцов, нагретых до различных температур с последующей закалкой в воду. В образце после механического сплавления обнаруживаются уширенные ОЦК рефлексы, положение которых соответствует параметру а=0,2998 нм. По известной зависимости а(с$п) [9] определена концентрация Бп 30 ат.%. Однако в интервале углов 29=25-35° обнаруживаются рефлексы, не связанные с ОЦК структурой. В работе [10] был сделан вывод, что полученный методом МС пересыщенный сильнодеформированный ОЦК твердый раствор имеет структурные мотивы искаженного гексагонального интерметаллида Бе58п3 нестехиометрического состава. В свою очередь, неискаженный гексагональный интерметаллид Бе58п3 стехиометрического состава кристаллографически может быть представлен в виде искаженной ОЦК структуры [11]. Родство искаженной разупорядоченной ОЦК структуры с большой концентрацией Бп с неискаженным интерметаллидом Бе58п3 приводит к тому, что в механически сплавленном образце могут реализовываться случайным образом две структуры, которые будут иметь одинаковую концентрацию Бп и одинаковые характеристики ближайшего атомного окружения. В этом смысле можно рассматривать всю систему в виде пересыщенного твердого раствора. В процессе нагрева под закалку вплоть до Тн=420°С происходит незначительное уменьшение ширины ОЦК рефлексов и их сдвиг в сторону больших углов 29 (рис. 2). При этом начиная с 390°С в дифрактограммах начинают проявляться линии интерметаллида БеБп, интенсивность которых возрастает с увеличением температуры нагрева.
РеБп(В35)
Ре5Бп3(В8.2)
20 30 40 50 60 70 80 90 100 110 2©(СиКа), градусы
Рис. 2. Рентгеновские дифрактограммы механически сплавленного в течение 32 ч (1) и нагретого до различных температур с последующей закалкой в воду неупорядоченного пересыщенного твердого раствора а^е^п): 2 - 280ОС; 3 - 390ОС; 4 - 420ОС; 5 - 550ОС
Дифрактограмма конечного состояния представляет собой набор узких рефлексов, которые следует приписать ОЦК фазе и интерметаллиду FeSn. В соответствии с данными рентгеновской дифракции концентрация Sn в ОЦК фазе при температуре нагрева Тн = 550° С составляет 2 ат.%. Следует отметить, что размер зерна в интервале температур Тн = 0 - 420°С практически не изменяется. Однако при этом уровень микроискажений и параметр решетки уменьшаются значительно (см. табл.). В таблице также приведены данные рентгенофазового анализа. В интервале температур 190-280°С заметных изменений не обнаруживается, фазовый состав остается постоянным. Тем не менее, из таблицы видно, что концентрация Sn в ОЦК фазе уменьшилась до 26 ат.%. Начиная с Тн=390°С наблюдается уменьшение количества твердого раствора и начинает формироваться интерметаллид FeSn, количество которого достигает 51 об.% при Тн=550°С, а содержание ОЦК фазы в смеси составляет 46 об.%. Необходимо отметить, что интенсивное формирование интерметаллида FeSn происходит в интервале температур Тн = 420-550°С, когда резко возрастает размер зерна и уменьшается параметр ОЦК фазы. Количество интерметаллида Fe5Snз в образце конечного состояния составляет 3 об.%.
Таблица
Фазовый состав (Р), размер зерна (^>), уровень микроискажений (<е2>1/2), параметр ОЦК решетки (а) и концентраций Sn в ОЦК фазе (с) в образцах после нагрева до заданной температуры Тн под закалку
Тн, °С исх 190 280 390 420 550
Ра^е^п), об.% 63 68 67 54 52 46
РР , , об.% 37 32 33 37 35 3
PFeSn, об.% 0 0 0 9 13 51
<^>а^е^п), нм 3,5 3,5 3,6 4,2 3,5 32
<ё2>1/2, % 0,59 0,52 0,47 0,29 0,16 0,06
аа^е(8п) , нм 0,29976 0,29914 0,29855 0,29735 0,29711 0,28841
(с5п, ат. %) (30) (28) (26) (20) (19) (2)
На рис. 3 и 4 приведены мёссбауэровские спектры на ядрах 57Fe и п^п, соответственно. Здесь же представлены функции распределения СТМП Р(Н). Мёссбауэровский спектр на ядрах 57Fe исходного образца является типичным для разупорядоченных нанокристаллических сплавов Fe-Sn. С увеличением температуры нагрева в функциях Р(Н) для спектров на ядрах 57Fe начинает выделяться компонента с Н = 170 кЭ, что может быть обусловлено формированием интерметаллида Fe5Sn3 стехиометрического состава за счет атомов Sn из ОЦК фазы.
Выше по данным рентгеновской дифракции обнаружено уменьшение концентрации Sn в ОЦК фазе при неизменном соотношении фаз для Тн=280°С. Начиная с Тн = 280°С, появляется составляющая с Н = 102 кЭ, которую следует приписать интерметаллиду FeSn [12], доля атомов железа в котором постепенно увеличивается и достигает 40 ат.% при Тн = 550°С. Функции Р(Н), соответствующие спектрам на ядрах Sn, в температурном интервале Тн = 0 - 420°С имеют одинаковый вид и среднее сверхтонкое магнитное поле Н = 40 - 42 кЭ, что свидетельствует о неизменности локального окружения со стороны атома Sn. Первые небольшие изменения наблюдаются при Тн = 420°С (рис. 4, кривая 4). И лишь в спектре конечного состояния обнаруживаются значительные изменения, связанные с процессом распада ПТР, о чем свидетельствует уменьшение среднего сверхтонкого магнитного поля до 24 кЭ. Вид мёссбауэровского спектра на ядрах (рис. 4, кривая 4) практически полностью соответствует известным спектрам для интерметаллида FeSn [13], что является неудивительным, так как в состоянии близком к равновесному при общей концентрации Sn в 30 ат.% почти 95% атомов Sn локализовано в этой фазе.
ТЕРМОИНДУЦИРОВАННЫЕ СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОМ
ПЕРЕСЫЩЕННОМ ТВЕРДОМ РАСТВОРЕ а-РЕ^)
К н о
51
рР
-8
400
-4 0 4 80 100 200 300 V, мм/с Н, кЭ
Рис. 3. Мёссбауэровские спектры на ядрах и соответствующие функции распределения СТМП Р(Н) механически сплавленного в течение 32 ч (1) и нагретого до различных температур с последующей закалкой в воду неупорядоченного пересыщенного твердого раствора а^ефп): 2 - 280ОС; 3 - 390ОС; 4 - 420ОС; 5 - 550°С
-10 0 10 Скорость, мм/с
ч
<и «
н
о
£
20 40 60 80 100 Н, кЭ
Рис. 4. Мёссбауэровские спектры на ядрах и соответствующие функции распределения СТМП Р(Н) механически сплавленного в течение 32 ч (1) и нагретого до различных температур с последующей закалкой в воду неупорядоченного пересыщенного твердого раствора а^ефп):
2 - 390ОС; 3 - 420ОС; 4 - 550°С
1
2
3
4
0
Таким образом, из совокупности полученных результатов можно сделать предварительный вывод, что процесс перехода к равновесию начинается со структурной релаксации, в течение которой наблюдается уменьшение параметра решетки и уровня микроискажений при постоянстве размера зерна. Можно предположить, что на данном этапе происходит перераспределение атомов Fe между ОЦК фазой и искаженным гексагональным интерметаллидом Fe5Sn3. В результате формируется интерметаллид Fe5Sn3 стехиометрического состава, а концентрация Sn в ОЦК фазе уменьшается. Процесс распада ПТР сопровождается интенсивным ростом зерен, дальнейшим падением уровня микроискажений и параметра ОЦК решетки. Конечное состояние представляет собой смесь твердого раствора а-Бе9^п2, интерметаллида FeSn и малого количества интерметаллида Fe5Sn3.
На рис. 5 представлены рентгеновские дифрактограммы исходного образца (кривая 1) и образцов после изохронного (1ч) отжига при различных температурах (кривые 2-6). С увеличением температуры отжига наблюдается уменьшение ширины ОЦК рефлексов и их сдвиг в сторону больших углов 29. При Тотж=300°С (рис. 5, кривая 3) начинается формирование рефлексов интерметаллида FeSn, интенсивность которых возрастает с увеличением температуры отжига. Количество интерметаллида Fe5Sn3 начинает уменьшаться после отжига при Тотж=350°С (рис. 5, кривая 4) и становится пренебрежимо малым после отжига при Тотж=500°С (рис. 5, кривая 6).
а-Бе .]_,_
Бе58п3 (В8.2)
Бе8п (В20)
.........I.........I.........I.........I.........I.........I.........I.........I.........
20 30 40 50 60 70 80 90 100 110 2©(СиКа), градусы
Рис. 5. Рентгеновские дифрактограммы механически сплавленного в течение 32 ч (1) и отожженного при различных температурах неупорядоченного пересыщенного твердого раствора а^ефп): 2 - 250ОС; 3 - 300ОС; 4 - 350ОС; 5 - 450ОС; 6 - 500ОС
ТЕРМОИНДУЦИРОВАННЫЕ СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОМ
_ПЕРЕСЫЩЕННОМ ТВЕРДОМ РАСТВОРЕ а-РЕ(БК)_
В последнем случае вид дифрактограммы полностью соответствует диаграмме состояний системы Бе-Бп [14] для 500°С и общей концентрации Бп 30 ат.%. Параметр решетки ОЦК Ре(Бп) фазы равен 0.2881, что соответствует, согласно [9], 2 ат.% Бп, соотношение количества фаз Ре8п/а-Ре(8п) близко к 1.5. Первые слабые изменения в мёссбауэровских спектрах и функциях Р(Н) обнаруживаются после отжига при Тотж=300°С. В функциях Р(Н) для ядер 57Бе (рис. 6, кривая 2) выделяются составляющие с Н=102 кЭ и 170 кЭ для интерметаллидов БеБп и Ре5Бпз, соответственно, в мёссбауэровском спектре на ядрах 119Бп появляются первые признаки от парамагнитного дублета, характерного для интерметаллида БеБп. Доля составляющей от БеБп увеличивается с ростом температуры отжига (рис. 6 и 7, кривые 3-6). Вклад от интерметаллида Ре5Бп3 уменьшается при Тотж>350°С (рис. 6, кривые 4-6). На конечной стадии распада при Тотж=500°С в мёссбауэровском спектре и функции Р(Н) для ядер 57Бе (рис. 6, кривая 6) обнаруживаются две составляющие от ОЦК равновесного твердого раствора а-Ре(Бп) и интерметаллида БеБп, а для ядер 119Бп (рис. 7, кривая 6) - одна составляющая от интерметаллида БеБп (95% всех атомов Бп локализовано в этой фазе).
-8 -4 0 4 8 100 200 300 400 V, мм/с Н, кЭ
Рис. 6. Мёссбауэровские спектры на ядрах и соответствующие функции распределения СТМП Р(Н) механически сплавленного в течение 32 ч (1) и отожженного при различных температурах неупорядоченного пересыщенного твердого раствора а-Ре^п): 2 - 300ОС; 3 - 350ОС; 4 - 400ОС; 5 - 450°С; 6 - 500°С
-10 0 10 0 20 40 60 80 100 Скорость, мм/с Н, кЭ
Рис. 7. Мёссбауэровские спектры на ядрах и соответствующие функции распределения СТМП Р(Н) механически сплавленного в течение 32 ч (1) и отожженного при различных температурах неупорядоченного пересыщенного твердого раствора а^ефп): 2 - 300ОС; 3 - 350ОС; 4 - 400ОС; 5 - 450°С; 6 - 500°С
Таким образом, рентгеновские и мёссбауэровские данные показывают, в целом, одинаковую картину структурно-фазовых превращений. Тем не менее, в отличие от РД с помощью мёссбауэровской спектроскопии удалось зарегистрировать изменения в интерметаллиде Fe5Sn3 при низких температурах отжига.
На рис. 8 представлены полученные из РД данные по параметру ОЦК решетки и концентрации Sn в ОЦК фазе - (а), уровню микроискажений и размеру зерен в ОЦК фазе -(б) и фазовому составу - (с). Привлекая результаты, полученные с помощью мёссбауэровской спектроскопии, можно выделить несколько интервалов температур изохронного отжига с различным поведением при распаде ПТР:
1. Тотж<250°С. Уменьшаются микроискажения, параметр ОЦК решетки и, соответственно, концентрация Sn в ОЦК фазе. Фазовый состав и размер зерна остаются неизменными. Учитывая появление в функции Р(Н) для ядер 5^е особенности с Н=170 кЭ, характерной для интерметаллида Fe5Sn3 стехиометрического состава, можно сделать вывод о том, что наряду со структурной релаксацией, связанной с малыми перемещениями атомов и обеспечивающей уменьшение микроискажений, имеет место насыщение исходного искаженного интерметаллида Fe5Sn3 до стехиометрии атомами Sn из ОЦК фазы:
Fe5Snз(30 ат.%$п)+$п^ре5$пз(37.5 ат^п).
Можно предположить, что именно с этими двумя процессами связаны два широких пика на кривых ДСК в области температур 200 и 280°С при скорости нагрева 70°/мин;
ТЕРМОИНДУЦИРОВАННЫЕ СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОМ
ПЕРЕСЫЩЕННОМ ТВЕРДОМ РАСТВОРЕ а-РЕ(Б^)
2. 250<Тотж<400°С. Размер зерна, уровень микроискажений, количество интерметаллида Бе58п3 остаются практически неизменными, количество ОЦК фазы и концентрация Бп в нем уменьшаются. Необходимо отметить, что количество ОЦК фазы достигает равновесного значения, а концентрация Бп в ней еще далека от равновесной. Формируется интерметаллид БеБп, количество которого возрастает пропорционально уменьшению количества а-Ре(8п), то есть протекает реакция
а-Ре(8п)^Ре8п.
С этим процессом необходимо связать пик тепловыделения на ДСК кривых в области 400°С;
3. 400<Тотж <500°С. В этом интервале температур изохронного отжига происходит резкий рост зерна до 35 нм, значительно уменьшаются микроискажений до 0, 03%. Концентрация Бп в ОЦК фазе достигает равновесного значения 2 ат.%. Интерметаллид Ре5Бп3, как метастабильная фаза для этой области температур полностью исчезает. При этом завершается формирование интерметаллида БеБп. Реакция структурных превращений может быть записана в виде:
Ре58пз+8п^Бе8п.
Исх 200 300 400 500
Температура отжига, ОС
Рис. 8. Параметр решетки и концентрация 8п в ОЦК фазе (а), размер зерна и микроискажения ОЦК решетки (б), количество ОЦК фазы (в) при различных температурах отжига пересыщенного
твердого раствора а^е(8п)
ВЫВОДЫ
С использованием двух типов термообработки (нагрев под закалку и изохронный отжиг) установлены три стадии распада пересыщенного твердого раствора Fe70Sn30. Первая стадия связана со структурной релаксацией решетки и формированием интерметаллида Fe5Sn3 стехиометрического состава за счет уменьшения концентрации Sn в ОЦК фазе. На второй стадии главными процессами являются уменьшение количества ОЦК фазы до равновесного значения (~40%) и формирование интерметаллида FeSn при постоянном содержании фазы Fe5Sn3. Третья стадия характеризуется резким ростом зерна, уменьшением концентрации Sn в ОЦК фазе до равновесного значения (2 ат.%), увеличением количества интерметаллида FeSn до 60% за счет исчезновения интерметаллида Fe5Sn3. Таким образом, на третьей стадии происходит полный переход к равновесию (а-Fe98Sn2+FeSn).
Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ-Урал (проект 07-03-96011)
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Bansal C. Gao Z.Q., Hong L.B. and Fultz B. Phases and phase stabilities of Fe3X alloys (X = Al, As, Ge, In, Se, Si, Sn, Zn) prepared by mechanical alloying // J.Appl.Phys. 1994.V.76. P.5961-5966.
2. Gaffet E. Malhouroux N., Abdellaoui M. Far from equilibrium phase transition induced by solid-state reaction in the Fe-Si system // J.Alloys.Comp. 1993. V.194. P.339-360.
3. Cabrera A.F. Sanchez F.H., Mendoza-Zelis L. Mechanical alloying of the FebxMx (M = Si, Ge, Sn). A comparative study // Mater.Sci.Forum. 1999. V. 312-314. P. 85-90.
4. Дорофеев Г.А. Ульянов А.Л., Елсуков Е.П., Коныгин Г.Н. Сравнительный анализ механизмов, термодинамики и кинетики механического сплавления в системах Fe(68)M(32); М = Si, Sn // ФММ. 2001. Т. 91, № 1.С. 47-55.
5. Yelsukov E.P. Dorofeev G.A., Barinov V.A., Grigor'eva T.F. and Boldyrev V.V. Solid state reactions in the Fe-Sn system under mechanical alloying and grinding // Mater.Sci.Forum. 1998.V. 269-272. Р. 151-156.
6. Nunes E. Extended solubility in non-equilibrium Pb/Fe system // Mater.Sci.Engin. 2005. A390.P. 13-18.
7. Ульянов А.Л., Еремина М.А., Елсуков Е.П., Ладьянов В.И. Распад нанокристаллического пересыщенного твердого раствора a-Fe(Pb) при термообработке // Труды 10-го Междун. междисциплинарного симп. "Упорядочение в минералах и сплавах 0МА-10", 19-24 сентября 2007 г, г. Ростов-на-Дону - пос. Лоо. Ч. 2. С. 184-187.
8. Kissinger H.E. Reaction kinetics in differential thermal analysis // Analytical chemistry. 1957. V. 29. P. 1702-1706.
9. Yelsukov E.P., Voronina E.V., Konygin G.N., Barinov V.A., Godovikov S.K., Dorofeev G.A., Zagainov A.V. Structure and magnetic properties of Fei00.XSnX (3.2<X<62) alloys obtained by mechanical milling // JMMM. 1997. V. 166.Р. 334-348.
10. Елсуков Е.П., Дорофеев Г.А., Коныгин Г.Н., Ульянов А.Л., Баринов В.А., Григорьева Т.Ф., Болдырев В.В. Формирование неравновесных структур в системе Fe-Sn при механическом сплавлении // Химия в интересах устойчивого развития. 1998. Т. 6. С. 131-135.
11. Kudielka H. Die Kristallstruktur von Fe2Si, ihre Verwandtschaft zu den Ordnungsstrukturen des a-(Fe2Si) -Mischkristalls und zur Fe5Si3 - Struktur // Z. Kristallographie. 1977. Bd. 145. S. 177-189.
12. Yamamoto H. Mossbauer effect measurements of intermetallic compounds in iron-tin system // J. of the Physical Society of Japan. 1966. V. 21, № 6. P. 1058-1062.
13. Licenza C. A Mossbauer study of hyperfine parameters of 119Sn in antiferromagnetic and paramagnetic states of FeSn // Phys. Stat. sol. (b). 1972. V. 50. P. 379-384.
14. Кубашевски О. Диаграммы состояния двойных систем на основе железа // М.: Металлургия, 1985. 183 с.
SUMMARY. Differential scanning calorimetry, X-ray diffraction, Mossbauer spectroscopy at 57Fe and 119Sn nuclei, two types of thermal treatment (heating-up and isochronous annealing) were used to study the structure-phase transformations in the nanocrystalline supersaturated Fe70Sn30 solid solution toward equilibrium. Formation of the equilibrium BCC Fe98Sn32 and FeSn phases proceeds in three stages and finishes at 500°C.
