CC BY
2
https://doi.Org/10.62669/17270227.2024.2.18
УДК 536.425:539.213.1
1.3.8 - Физика конденсированного состояния (технические, физико-математические науки)
Влияние термообработки и скорости охлаждения расплава на структурное состояние приповерхностных слоев быстрозакаленных лент сплава Fe77Ni1Si9B13
М. С. Коновалов, В. И. Ладьянов, М. И. Мокрушина, Д. П. Ардашева
Удмуртский федеральный исследовательский центр УрО РАН, Россия, 426067, Ижевск, ул. Т. Барамзиной, 34
Аннотация. Проведено исследование изменения структурно-фазового состава быстрозакаленных лент сплава Fe77Ni1Si9B13, полученных при охлаждении расплава на диске-холодильнике, вращающемся со скоростями 500, 1500, 2500 и 3500 об/мин, после термической обработки в режиме непрерывного нагрева в вакууме до температур 510 и 750 °C с постоянной скоростью 20 °С/мин. После достижения данных температур ленты охлаждались до (30±10) °C со скоростью 20 ^ 30 °С/мин. По результатам анализа полученных данных предложено, что наличие в лентах выделений фазы Fe3Si (D03) способствует образованию Fe3B (D0n) и препятствует его распаду при нагреве вплоть до 750 °С. Исследовано влияние скорости расплава на рельеф поверхности лент с контактной и свободной сторон.
Ключевые слова: структура, аморфная лента, сплав Fe77Ni!Si9B13, термическая обработка, метод спиннингования, скорость охлаждения.
Н Коновалов Максим, e-mail: maksim.kov@mail.ru
The influence of heat treatment and cooling rate on the structural state of the near-surface layers of rapidly quenched tapes of the Fe77Ni1Si9B13 alloy
Maksim S. Konovalov, Vladimir I. Lad'yanov, Marina I. Mokrushina, Darya P. Ardasheva
Udmurt Federal Research Center UB RAS (34, T. Baramzina St, Izhevsk, 426067, Russian Federation)
Summary. A study was carried out of changes in the structural-phase composition of rapidly quenched tapes of the Fe77NijSi9B13 alloy, obtained by cooling the melt on a disk-cooler rotating at speeds of 500, 1500, 2500 and 3500 rpm after heat treatment in continuous heating mode in a vacuum to temperatures of 510 and 750 ° C at a constant speed of 20 °C/min. After reaching the above temperatures, the tapes were cooled to (30±10) °C at a rate of 20 ^ 30 °C/min. The analysis of the structural-phase composition of the near-surface layers on the contact and free sides of quickly quenched tapes after continuous heating in a vacuum to 750 °C at a constant rate of 20 °C/min shows the presence of the following phases: a-Fe(Si) ( type of crystallographic structure A2), Fe2B (C16), Fe3Si (D03), and Fe3B (D0n), i.e. the composition of the layers on both sides is similar. As a result of studying the structure of the surface layers on the contact and free sides of the tapes obtained by cooling the melt on a disk-cooler rotating at the speed of 3500 rpm, it was found that after continuous heating in vacuum, four phases were revealed on the contact side (a-Fe(Si ) (A2), Fe2B (C16), Fe3Si (D03), and Fe3B (D0n)), and on the free side there were only two (a-Fe(Si) (A2) and Fe2B (C16)). Based on the results of the analysis of the data obtained, it is suggested that the presence of Fe3Si (D03) phase precipitates in the ribbons promotes the formation of Fe3B (D0U) and prevents its decomposition when heated up to 750 °C.
Keywords: structure, amorphous tape, Fe77Ni!Si9B13 alloy, heat treatment, spinning method, cooling rate. Н Konovalov Maksim, e-mail: maksim.kov@mail.ru
ВВЕДЕНИЕ
Сплав состава Fe77Ni1Si9B13, который часто обозначается как 2НСР, может быть использован как магнитомягкий материал с высокой плотностью магнитного потока и низкой коэрцитивной силой. Конкретные значения свойств сплавов, подобных 2НСР, сильно зависят от их структурного состояния. В сплавах в аморфном состоянии отсутствие дальнего упорядочения сводит к минимуму магнитокристаллическую анизотропию и повышает удельное сопротивление, обеспечивая оптимальное сочетание высокой намагниченности насыщения и высоких магнитомягких свойств по сравнению с обычными кристаллическими аналогами [1 - 4]. При этом сплав 2НСР может быть применим не только в аморфном, но и в аморфно-кристаллическом состоянии. В этом случае исходный аморфный сплав 2НСР выступает в роли прекурсора [5 - 7]. В частности, в работе [5] показано, что при отжиге вблизи температуры максимальной скорости зародышеобразования в исходно аморфном сплаве Fe78Si9B13 возможно получить нанокристаллическое состояние.
Однако, в связи с тем, что скорость охлаждения расплава при спиннинговании оказывает значительное влияние на структуру лент [8 - 14], возможно получение быстрозакаленных лент с аморфной матрицей, в которой присутствуют наноразмерные кристаллиты. Наличие наноразмерных кристаллитов или областей с близкой к ним упорядоченностью в аморфной матрице при отжиге лент может привести к формированию аморфно-нанокристаллического состояния.
При этом, несмотря на малую толщину получаемых лент сплава Fe77№lSi9Bl3 (~ 15 - 60 мкм), их структура в приповерхностных слоях с контактной и свободной сторон часто различается. Это, в свою очередь, приводит к дальнейшему изменению структурного состояния в результате термической обработки [15, 16].
В работе [17] показано, что в зависимости от скорости вращения диска-холодильника (500, 1500, 2500, 3500 об/мин) полученные ленты имеют разное структурное состояние. При этом в приповерхностных слоях свободной стороны ленты, полученной при скорости вращения диска-холодильника 500 об/мин, наблюдалась также текстура фазы Fe3Si (003) по плоскостям {002}.
В связи с этим вызывает интерес исследование влияния термической обработки на кристаллизацию и структурное состояние приповерхностных слоев контактной и свободной сторон быстрозакаленных лент сплава Fe77Ni1Si9B13, полученных при различных скоростях вращения диска-холодильника при прочих равных технологических режимах. В этом случае скорость вращения диска холодильника определяет скорость охлаждения расплава, поскольку известно, что она на теплопроводящей подложке наиболее существенно зависит от толщины слоя жидкости и коэффициента теплопередачи на границе раздела жидкость - подложка. Последние зависят от технологических параметров процесса спиннингования, к которым относятся: температура, форма, сечение, угол наклона и скорость струи расплава, материал, скорость движения и состояние поверхности закалочного диска, расстояние между соплом и поверхностью диска, а также состав и давление окружающей среды [18 - 28].
В связи с этим целью настоящей работы является исследование влияния термической обработки на кристаллизацию, а также структурное состояние приповерхностных слоев быстрозакаленных лент сплава Fe77Ni1Si9B13, полученных при различных скоростях охлаждения.
МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ
Для получения лент предварительно выплавлялся слиток сплава состава Fe77Ni1Si9B13, который был получен методом сплавления шихты, содержащей карбонильное железо марки ОСЧ 13-2 ТУ 6-09-05808009-262-92, никель марки Н-1 ГОСТ 849-97, бор аморфный марки Б-99Б ТУ 1-92-154-90, кремний технического марки Кр00 ГОСТ 2169-69, при 1600 X в атмосфере очищенного гелия после предварительного вакуумирования печи до 10-2 Па. Выплавленный слиток разделялся на части, которые затем нагревали до заданной температуры в печи установки для быстрой закалки расплава (подробное описание данной установки представлено в работе [29]). При этом использовались корундовые тигли с щелевидным соплом. Перед началом разливки проводилась изотермическая выдержка расплава при температуре 1320 ^ в течение 20 минут. В соответствии с данными работы [30] такая выдержка обеспечивает возможность получения повышенной доли аморфной фазы в готовых лентах сплавов типа 2НСР. Далее методом спиннингования расплава на вращающемся медном закалочном диске диаметром 300 мм в проточной атмосфере аргона получали быстрозакаленные ленты сплава Fe77Ni1Si9B13 (подробное описание методики получения лент приведено в работе [29]). В результате этого были получены ленты при скоростях вращения диска-холодильника 3500, 2500, 1500, 500 об/мин при прочих неизменных условиях плавки, которые имели разную толщину: 20, 30, 50, 200 мкм, соответственно, что свидетельствует о реализации промежуточного режима охлаждения расплава [17]. Ленты, полученные при скоростях вращения диска-холодильника 3500, 2500,
1500, 500 об/мин были обозначены шифрами 1, 2, 3, 4, соответственно. Химический состав изготовленных лент определялся методом атомно-эмиссионной спектроскопии на установке Spectroflame Module S [31, 32]. Металлографический анализ проводили с использованием микроскопа AXALIT (для травления лент использовался реактив Марбле). Для исследования структурно-фазового состава приповерхностных слоев с контактной и свободной сторон лент в исходном состоянии и после термической обработки получали рентгенограммы на дифрактометре ДРОН-6 в Си^-излучении (монохроматор графит). Использование такого излучения позволило получить информацию о структуре в приповерхностных слоях с контактной и свободной сторон лент, так как расчетный слой половинного поглощения для железа при 0 = 45° в данном случае составляет ~ 0.5 мкм. Изменение электросопротивления R(t) образцов лент регистрировали четырехзондовым методом при токе 20 мА в условиях непрерывного нагрева в вакууме (10 Па) от (25±5) °C до (750±5) °C с постоянной скоростью 20 °С/мин.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
В работе [17] обнаружено, что охлаждение расплава при скоростях вращения диска-холодильника 3500, 2500, 1500 об/мин позволило получить ленты сплава, на дифракционных картинах от которых как с контактной (рис. 1, а), так и свободной (рис. 1, b) сторон отсутствуют рефлексы кристаллических фаз, то есть их можно рассматривать как рентгеноаморфные с обеих сторон. Охлаждение же расплава при скорости вращения диска-холодильника 500 об/мин привело к получению быстрозакаленных лент с кристаллической структурой отличной от структуры лент этого сплава после их кристаллизации из аморфного состояния при отжиге. При этом на свободной стороне данных лент обнаружена текстура фазы Fe3Si (по плоскостям {002}) [17].
На термограммах изменения электросопротивления рентгеноаморфных лент при непрерывном нагреве удалось надежно зафиксировать две стадии кристаллизации (рис. 2, а - с). В результате анализа термограмм электросопротивления от лент 4 (рис. 2, d), в районе температур 485 и 540 °С обнаружено изменение наклона кривой электросопротивления. Это может свидетельствовать о наличии структурных изменений в образцах. При этом температуры 485 и 540 °С близки начальным температурам первой и второй стадий кристаллизации рентгеноаморфных лент. Необходимо отметить, что в соответствии с литературными данными [7] при непрерывном нагреве аморфных лент сплава 2НСР они обычно кристаллизуются в три стадии. Однако, в работе [7] обнаружено, что при предварительном отжиге лент при температуре около 505 °С последующий их непрерывный нагрев приводит к отсутствию третьей стадии кристаллизации, а эффект второй стадии -имеет максимальные значения. Авторы [7] иллюстрируют это на примере результатов рентгеноструктурного анализа, где предварительный отжиг вблизи данной температуры приводит к повышению в образцах доли стабильной фазы Fe2B относительно метастабильной Fe3B в результате первых двух стадий кристаллизаций при непрерывном нагреве. Предполагается, что это происходит в следствие релаксации структуры аморфной фазы и преимущественного выделения кристаллов a-Fe(Si) при отжиге вблизи этой температуры, что приводит к обогащению аморфной матрицы бором. Данные изменения, в свою очередь, уменьшают термодинамический стимул образования метастабильной фазы Fe3B, что обеспечивает смещение реакции кристаллизации в сторону образования стабильного борида Fe2B при последующем непрерывном нагреве.
С целью определения структурно-фазового состава образцов на каждой стадии кристаллизации сплава проводились их рентгеноструктурные исследования после нагревов до 510 °С (первая стадия кристаллизации) и 750 °С (после завершения кристаллизации образцов). На рис. 3 представлены рентгеновские дифрактограммы от контактных и свободных сторон лент сплава Fe77Ni1Si9B13, полученных при различной скорости вращения диска-холодильника, после непрерывного нагрева до температуры 510 °С.
+
♦ Toayli/Т>рсЛ1: о Fe(SI) в Гвп Об / Tj])c С16: Fe¡B +Тпп D0j/T>-pe В03: Fe3Si
+ О 1 + О О + 1 1 в 0 h + ♦ 4 '
^•"«W^W^ V............ . 3
"^Ччь,.,,.....,„■■"«" ■ .......
......... 1
20
30
40 50 60 70 80 90 100 110 20 30 40 SO 60 70 SO 90 100
26 Си Кй (град.) / 26 Си Ка (degrees) 28 Си К„ (гряд.) / 28 Си K„ (degrees)
а) Ъ)
Рис. 1. Рентгенограммы от контактных (a) и свободных (b) сторон исходных лент сплава Fe77NiiSi9Bi3, полученных
при разных скоростях вращения диска-холодильника.
1 - 3500 об/мин, 2 - 2500 об/мин, 3 - 1500 об/мин, 4 - 500 об/мин
Fig. 1. X-ray patterns from the contact (a) and free (b) sides of the initial Fe77Ni1Si9B13 alloy tapes obtained at different rotation speeds of the cooler disk. 1 - 3500 rpm, 2 - 2500 rpm, 3 - 1500 rpm, 4 - 500 rpm
В приповерхностных слоях быстрозакаленных лент 4, как с контактной, так и со свободной стороны обнаружено выделение фазы Fe3B (тип кристаллографической структуры D0e). При этом сохранились присутствующие до термической обработки лент фазы a-Fe(Si), Fe2B и Fe3Si (типы структур A2, С16 и D03, соответственно). Установлено, что текстура фазы Fe3Si по плоскостям {002} сохранилась. По-видимому, кристаллизации фазы Fe3B (D0e) соответствует изменение наклона кривой электросопротивления в районе 485 °C на рис. 2, d.
Также из рис. 3, a видно, что непрерывный нагрев рентгеноаморфных лент 1, 2 и 3, приводит к выделению в приповерхностных слоях контактной стороны преимущественно a-Fe(Si) (тип кристаллографической структуры A2), на что указывают обнаруженные на дифрактограммах рефлексы a-Fe, смещенные в сторону больших углов, а также фаз Fe2B, Fe3Si и Fe3B с кристаллографическими структурами С16, D03 и D0e, соответственно. При этом в приповерхностных слоях со свободной стороны ленты 1 на фоне аморфного гало наблюдается формирование только рефлекса, относящегося к a-Fe (A2), а со свободной стороны лент 2 и 3 - рефлексов от a-Fe (A2), Fe2B и Fe3B. Таким образом, структурно-фазовый состав приповерхностных слоев с контактной и свободной сторон лент 1, 2 и 3 после нагрева до 510 °C различается. При этом доля аморфной составляющей со свободной стороны лент 1, 2 и 3 больше, чем с контактной. При непрерывном нагреве исходно рентгеноаморфных лент 1, 2, 3 их кристаллизация с контактной стороны начинается раньше, чем со свободной.
1.1
1.05
4>i
Фг
3S0
ЛОО
7INI
Рис. 2. Относительное изменение электросопротивления рентгеноаморфных лент сплава Fe77Ni1Si9B13, полученных при разных скоростях вращения диска-холодильника 3500 об/мин (a), 2500 об/мин (b), 1500 об/мин (с), 500 об/мин (d)
Fig. 2. Relative change in the electrical resistance of X-ray amorphous tapes of the Fe77Ni!Si9B13 alloy, obtained at different rotation speeds of the cooler disk: 3500 rpm (a), 2500 rpm (b), 1500 rpm (c), 500 rpm (d)
40 50 60 70 SO 90 100 26 Cu Ka (град.) / 20 Со Ка (degrees)
a) b)
Рис. 3. Рентгенограммы от контактных (a) и свободных (b) сторон лент сплава Fe77NijSi9B13, полученных при разных скоростях вращения диска-холодильника (1 - 3500 об/мин, 2 - 2500 об/мин, 3 - 1500 об/мин, 4 - 500 об/мин), после непрерывного нагрева до температуры (510 ± 5) °C
Fig. 3. X-ray patterns from the contact (a) and free (b) sides of Fe77Ni!Si9B13 alloy tapes obtained at different rotation speeds of the cooler disk (1 - 3500 rpm, 2 - 2500 rpm, 3 - 1500 rpm, 4 - 500 rpm /min), after continuous heating to a temperature of (510 ± 5) °C
На рис. 4 представлены рентгеновские дифрактограммы от контактных и свободных сторон лент сплава Fe77Ni1Si9B13, полученных при различной скорости вращения диска-холодильника после непрерывного нагрева до температуры 750 °С.
Непрерывный нагрев лент до 750 °С приводит к их полной кристаллизации. Из рис. 4, а видно, что после завершения последней стадии кристаллизации в приповерхностных слоях быстрозакаленных лент 1, 2, 3, 4 с контактной стороны присутствую фазы a-Fe(Si) (^2), Fe2B (С16), Fe3Si (£03) и Fe3B (D0n).
20 30 40 50 60 70 SO 90 100 110 20 30 40 50 60 70 SO 90 100 110
26 Cu K„ (град.) / 26 Cu K„ (degrees) 26 Cu К» (град.) / 26 Cu К„ (degrees)
а) Ь)
Рис. 4. Рентгенограммы от контактных (a) и свободных (b) сторон лент сплава Fe77NiiSi9Bi3, полученных при разных скоростях вращения диска-холодильника (1 - 3500 об/мин, 2 - 2500 об/мин, 3 - 1500 об/мин, 4 - 500 об/мин), после непрерывного нагрева до температуры (750±5) °C
Fig. 4. X-ray patterns from the contact (a) and free (b) sides of Fe77Ni1Si9B13 alloy tapes obtained at different rotation speeds of the cooler disk (1 - 3500 rpm, 2 - 2500 rpm, 3 - 1500 rpm, 4 - 500 rpm /min), after continuous heating to a temperature of (750±5) °C
Исходя из полученных данных можно сделать вывод, что при охлаждении расплава на диске-холодильнике могут обеспечиваться такие условия, что возникает возможность релаксации структуры аморфной фазы и формирование областей с локальным упорядочением типа Fe3Si. Вокруг таких областей в силу стехиометрии и размерного фактора имеет место значительное обогащение аморфной матрицы бором. Это уменьшает термодинамический стимул образования метастабильной фазы Fe3B, который для сплавов Fe-Si-B невелик [33]. В связи с этим, при непрерывном нагреве в исходно рентгеноаморфных лентах 1, 2, 3 на первой стадии (вблизи температуры 485 °C) начинают кристаллизоваться области с локальным упорядочением типа Fe3Si в структуру D03, а окружающие их области со значительным обогащением по бору - в смесь фаз Fe2B (С16), a-Fe(Si) (A2) и Fe3B (D0e). В лентах 4, в которых в исходном состоянии присутствуют фазы a-Fe(Si) (A2), Fe2B (С16), Fe3Si (D03) на первой стадии зафиксировано выделение Fe3B (D0e). Дальнейший нагрев приводит к началу второй стадии кристаллизации около 540 °C. В процессе нее Fe3B (D0e) распадается на a-Fe и Fe2B, а остатки аморфной фазы кристаллизуются с образованием орторомбического борида Fe3B (D011) и, вероятно, некоторого количества a-Fe(Si) (A2), Fe2B (С16), Fe3Si (D03). Об увеличении доли последних фаз свидетельствует повышение интенсивности относящихся к ним рефлексов на рентгенограммах (рис. 4, a).
После полной кристаллизации при нагреве до 750 °C в приповерхностных слоях со свободной стороны лент 2, 3 и 4 (рис. 4, b) также обнаружены фазы a-Fe(Si) (A2), Fe2B (С16), Fe3Si (D03) и Fe3B (D0n). Это свидетельствует о протекании кристаллизации по механизму, аналогичному описанному для контактной стороны лент. В ленте 4 текстура фазы Fe3Si по плоскостям {002} сохранилась. В приповерхностных же слоях со свободной стороны ленты 1 обнаружено только два типа структур: A2 (a-Fe(Si)) и С16 (Fe2B). В этом случае ни на первой, ни на второй стадиях кристаллизации не было зафиксировано образование Fe3Si, а борид Fe3B (D0e) в процессе завершающей стадии кристаллизации, судя по всему, распался на a-Fe и Fe2B, по механизму, аналогично тому, который описан в [7]. Таким образом, во всех случаях, в которых имеется выделение фазы Fe3Si, после завершения кристаллизации наблюдается наличие орторомбического борида Fe3B (D0n).
Для определения причин, по которым при охлаждении расплава на диске-холодильнике могут обеспечиваться условия для возможности релаксации структуры аморфной фазы и формирования областей с локальным упорядочением типа Fe3Si, были проведены
металлографические исследования быстрозакаленных лент как в исходном состоянии, так и после непрерывного нагрева до 750 °С. Вид поверхностей лент 4 в исходном состоянии и после термообработки представлен на рис. 5 (3, 2, 1 - на рис. 6, 7, 8, соответственно).
Анализируя эти изображения, можно сделать вывод, что на контактной стороне всех исследованных лент имеется большое количество воздушных каверн, которые локально ухудшают условия теплоотвода между расплавом и диском-холодильником [34 - 36]. В свою очередь, данное явление как раз и создает условия для локального возникновения возможности релаксации структуры аморфной фазы и формирования областей с локальным упорядочением типа FeзSi. Также из рис. 5 - 8 видно, что рельеф поверхностей с контактной и свободной сторон лент, полученных при закалке расплава на диске-холодильнике, различается тем больше, чем меньше скорость вращения диска-холодильника. При этом термическая обработка не привела к видимым в условиях настоящего эксперимента изменениям рельефа поверхности лент. Ленты, полученные при закалке с наибольшей скоростью, имеют наименьшую толщину (при скорости вращения диска-холодильника 500, 1500, 2500, 3500 об/мин ленты имели толщину 200, 50, 30, 20 мкм, соответственно) и, как следствие, наименьшее различие в рельефе контактной и свободной сторон лент. Наименьшая скорость охлаждения расплава обеспечила получение лент с наибольшей толщиной и практически полностью кристаллической структурой. Таким образом, чем ниже скорость охлаждения расплава при спиннинговании, тем выше вероятность возникновения областей с локальным упорядочением типа Fe3Si. Выделение фазы Fe3Si в приповерхностных слоях лент 1 с более быстроохлаждаемой контактной стороны и ее отсутствие со свободной стороны может быть объяснено тем, что преимущественное появление локальной упорядоченной составляющей типа Fe3Si именно на контактной стороне вызвано совместным влиянием ухудшения теплоотвода из-за формирующихся каверн на контактной поверхности (рис. 6 - 8) и формирования суперпозиции тепловых потоков при получении ленты [16]. В работе [16] показано, что при определенных условиях интервал времени, в течение которого возможен рост кристаллитов, для контактной стороны может оказаться больше, чем для свободной. Это равносильно тому, что при одинаковых скоростях распространения фронта кристаллизации с обеих сторон ленты глубина прорастания кристаллитов с поверхности в объем от контактной стороны может превысить аналогичную величину для свободной стороны.
По величине уменьшения электросопротивления исходно рентгеноаморфных лент 1, 2, 3 из рис. 2, а - с были определены эффекты каждой стадии кристаллизации:
ф,, (1) к
где г - номер стадии кристаллизации (г = 1, 2), Фг - эффект г-й стадии кристаллизации, АЯг - изменение электросопротивления образцов на г-й стадии кристаллизации, Я0 - начальное электросопротивление ленты при комнатной температуре.
Рис. 5. Вид поверхностей лент, полученных при охлаждении расплава на диске-холодильнике, вращающемся со скоростью 500 об/мин, в исходном состоянии (а - свободная сторона, Ь - контактная сторона) и после термообработки (с - свободная сторона, й - контактная сторона)
Fig. 5. View of the surfaces of the tapes obtained by cooling the melt on a cooling disk rotating at a speed of 500 rpm, in the initial state (a - free side, b - contact side) and after heat treatment (c - free side, d - contact side)
Рис. 6. Вид поверхностей лент, полученных при охлаждении расплава на диске-холодильнике, вращающемся со скоростью 1500 об/мин, в исходном состоянии (а - свободная сторона, Ь - контактная сторона) и после термообработки (с - свободная сторона, й - контактная сторона)
Fig. 6. View of the surfaces of the tapes obtained by cooling the melt on a cooling disk rotating at a speed of 1500 rpm, in the initial state (a - free side, b - contact side) and after heat treatment (c - free side, d - contact side)
Рис. 7. Вид поверхностей лент, полученных при охлаждении расплава на диске-холодильнике, вращающемся со скоростью 2500 об/мин, в исходном состоянии (а - свободная сторона, Ь - контактная сторона) и после термообработки (с - свободная сторона, й - контактная сторона)
Fig. 7. View of the surfaces of the tapes obtained by cooling the melt on a cooling disk rotating at a speed of 2500 rpm, in the initial state (a - free side, b - contact side) and after heat treatment (c - free side, d - contact side)
Рис. 8. Вид поверхностей лент, полученных при охлаждении расплава на диске-холодильнике, вращающемся со скоростью 3500 об/мин, в исходном состоянии (а - свободная сторона, Ь - контактная сторона) и после термообработки (с - свободная сторона, й - контактная сторона)
Fig. 8. View of the surfaces of the tapes obtained by cooling the melt on a cooling disk rotating at a speed of 3500 rpm, in the initial state (a - free side, b - contact side) and after heat treatment (c - free side, d - contact side)
Дальнейшее вычисление отношений величин первой и второй стадий кристаллизации Ф1/Ф2 лент, полученных при разных скоростях охлаждения расплава при спиннинговании, показало, что данные отношения различаются (рис. 9). Это свидетельствует об изменении соотношения выделяющихся фаз. При этом значение Ф1/Ф2 лент 3 составляет 1.5. Дальнейшее увеличение скорости охлаждения приводит сначала к повышению соотношения Ф1/Ф2 более чем в 2.8 раза (до 4.3) для лент 2, а затем к его снижению до 3.0 для лент 1. Наблюдаемая зависимость может быть объяснена тем, что повышение скорости охлаждения расплава приводит к снижению размеров и/или количества областей в лентах с локальным упорядочением типа Fe3Si. Это, в свою очередь, приводит к изменению доли обогащенных бором участков, окружающих данные области, и, как следствие, к изменению доли кристаллизующихся фаз при термообработке. При этом снижение соотношения Ф1/Ф2 для лент 1, по сравнению с Ф1/Ф2 лент 2, может быть обусловлено тем, что в первых области с локальным упорядочением типа Fe3Si образуются только с контактной стороны (рис. 3, 4).
Рис. 9. Зависимость величин Ф1/Ф2 рентгеноаморфных лент сплава Fe77Ni1Si9B13 от скорости охлаждения расплава при спиннингов ании
Fig. 9. Dependence of the magnitude of Ф1/Ф2 of X-ray amorphous ribbons of the Fe77Ni1Si9B13 alloy on the cooling rate of the melt during spinning
ВЫВОДЫ
1. По результатам измерения электросопротивления показано, что в результате термической обработки при непрерывном нагреве в вакууме до 750 °С с постоянной скоростью 20 °С/мин рентгеноаморфные ленты, полученные при охлаждении расплава на диске-холодильнике со скоростями вращения от 1500 до 3500 об/мин, кристаллизуются в две стадии (начало первой вблизи температуры 485 °С, второй - в районе 540 °С).
2. Показано, что структурно-фазовый состав приповерхностных слоев с контактной и свободной сторон быстрозакаленных лент, полученных при скоростях вращения диска-холодильника 500, 1500 и 2500 об/мин, после непрерывного нагрева в вакууме до 750 °С с постоянной скоростью 20 °С/мин одинаков и представлен следующими фазами: а-Ре^) (тип кристаллографической структуры A2), Ре2В (С16), Ре^ ф03), Ре3В ф0п).
3. Обнаружено, что текстурирование фазы Ре^ в приповерхностных слоях со свободной стороны лент, полученных при охлаждении расплава на диске-холодильнике, вращающемся со скоростью 500 об/мин, после непрерывного нагрева в вакууме сохраняется (имеет место текстура по плоскостям {002}).
4. Установлено, что структура приповерхностных слоев с контактной и свободной сторон лент, полученных при охлаждении расплава на диске-холодильнике, вращающемся со скоростью 3500 об/мин, после непрерывного нагрева в вакууме различается: с контактной стороны зафиксировано четыре фазы (а-Ре^) (42), Ре2В (С16), Ре^ ф03), Ре3В ф0п)), а со свободной стороны - две (а-Ре^) (42), Ре2В (С16)). При этом наличие в лентах выделений фазы Ре^ ^03) способствует образованию Ре3В ^0ц) и препятствует его распаду при нагреве вплоть до 750 °С.
5. Предположено, что имеющееся на контактной стороне лент большое количество воздушных каверн способствует релаксации структуры аморфной фазы и формированию областей с локальным упорядочением типа Ре^ из-за ухудшения условий теплоотвода между расплавом и диском-холодильником.
6. Показано, что рельеф поверхностей с контактной и свободной сторон лент различается тем больше, чем меньше скорость вращения диска-холодильника. При этом термическая обработка не приводит к видимым в условиях настоящего эксперимента изменениям рельефа поверхности лент.
Работа выполнена по теме НИР (№ 121030100001-3) с использованием оборудования ЦКП «Поверхность и новые материалы» при УдмФИЦ УрО РАН.
The work was performed within the framework of the research topics (No. 121030100001-3) using the equipment of the Core Facility Centre "Surface and New Materials" of the Udmurt Federal Research Centre of the Ural Branch of the Russian Academy of Sciences.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Yuan W. J., Liu F. J., Pang S. J., Song Y. J., Zhang T. Core loss characteristics of Fe-based amorphous alloys // Intermetallics, 2009, vol. 17, no. 4, pp. 278-280. https://doi.org/10.1016/j.intermet.2008.07.016
REFERENCES
1. Yuan W. J., Liu F. J., Pang S. J., Song Y. J., Zhang T. Core loss characteristics of Fe-based amorphous alloys. Intermetallics, 2009, vol. 17, no. 4, pp. 278-280. https://doi.org/10.1016/j.intermet.2008.07.016
2. Cheng Y. Q., Ma E. Atomic-level structure and structure-property relationship in metallic glasses // Progress in Materials Science, 2011, vol. 56, no. 4, pp. 379-473. https://doi.org/10.1016/ipmatsci.2010.12.002
2. Cheng Y. Q., Ma E. Atomic-level structure and structure-property relationship in metallic glasses. Progress in Materials Science, 2011, vol. 56, no. 4, pp. 379-473. https://doi.org/10.1016/ipmatsci.2010.12.002
3. Nabialek M. Soft magnetic and microstructural investigation in Fe-based amorphous alloy // Journal of Alloys and Compounds, 2015, vol. 642, pp. 98-103. https://doi.org/10.1016/i.iallcom.2015.03.250
3. Nabialek M. Soft magnetic and microstructural investigation in Fe-based amorphous alloy. Journal of Alloys and Compounds, 2015, vol. 642, pp. 98-103. https://doi.org/10.1016/iiallcom.2015.03.250
4. Novikov V. Yu._Origin of microstructure instability in nanocrystalline materials // Materials Letters, 2014, vol. 116, pp. 268-270. https://doi.org/10.1016/j.matlet.2013.11.046
4. Novikov V. Yu._Origin of microstructure instability in nanocrystalline materials. Materials Letters, 2014, vol. 116, pp. 268-270. https://doi.org/10.1016/j.matlet.2013.11.046
5. Tong H. Y., Ding B. Z., Jiang H. G., Lu K., Wang J. T., Hu Z. Q. Formation kinetics of nanocrystalline FeBSi alloy by crystallization of metallic glass // Journal of Applied Physics, 1994, vol. 75, pp. 654-656. https://doi.org/10.1063/1.355809
5. Tong H. Y., Ding B. Z., Jiang H. G., Lu K., Wang J. T., Hu Z. Q. Formation kinetics of nanocrystalline FeBSi alloy by crystallization of metallic glass. Journal of Applied Physics, 1994, vol. 75, pp. 654-656. https://doi.org/10.1063/1.355809
6. Абросимова Г. Е., Аронин А. С. Изменение структуры аморфных сплавов под действием высокого давления // Физика твердого тела. 2017. Т. 59, № 11. С. 2227-2234. https://doi.org/10.21883/FTT.2017.11.45066.142
6. Abrosimova G. E., Aronin A. S. Change in the structure of amorphous alloys under high pressure. Physics of the Solid State, 2017, vol. 59, no. 11, pp. 2248-2256. https://doi.org/10.1134/S1063783417110026
7. Харламов Д. Н., Волков В. А., Ладьянов В. И., Дьяконов Б. П. Об особенностях кристаллизации аморфного сплава Ре7^г,В12 // Металлы. 2002. № 2. С. 111-114.
7. Kharlamov D. N., Volkov V. A., Lad'yanov V. I., D'yakonov B. P. Specific features of the crystallization of an Fe78NiSi9B12 amorphous alloy. Russian Metallurgy (Metally), 2002, no. 2, pp. 196-198.
8. Fang W., Guo-qi H., Peng-na Z., Tang-fu F., Ya-juan W., Ren-bing S., Jian Z. Enhanced magnetic refrigerant capacity power in Dy3Ni2 melt-spun ribbons by controlling the solidification rate // Cryogenics, 2023, vol. 130, 103633. https://doi.org/10.1016/icryogenics.2023.103633
8. Fang W., Guo-qi H., Peng-na Z., Tang-fu F., Ya-juan W., Ren-bing S., Jian Z. Enhanced magnetic refrigerant capacity power in Dy3Ni2 melt-spun ribbons by controlling the solidification rate. Cryogenics, 2023, vol. 130, 103633. https://doi.org/10.1016/ixryogenics.2023.103633
9. Данилова И. И., Маркин В. В., Смолякова О. В., Рощин В. Е., Ильин С. И., Гойхенберг Ю. Н. Производство аморфной и нанокристаллической ленты методом литья на одноволковой МНЛЗ // Вестник ЮУрГУ. Серия: Металлургия. 2008. № 9. С. 16-21.
9. Danilova I. I., Markin V. V., Smolyakova O. V., Roshchin V. E., Il'in S. I., Goykhenberg Yu. N. Proizvodstvo amorfnoy i nanokristallicheskoy lenty metodom lit'ya na odnovolkovoy MNLZ [Production of amorphous and nanocrystalline tape by casting on a single-roll continuous caster]. Vestnik YuUrGU. Seriya: Metallurgiya [Bulletin of SUSU. Series: Metallurgy], 2008, no. 9, pp. 16-21. (In Russian).
10. Tamura T., Li M. Influencing factors on the amorphous phase formation in Fe - 7.7 at% Sm alloys solidified by highspeed melt spinning // Journal of Alloys and Compounds, 2020, vol. 826, 154010. https://doi.org/10.1016/i.iallcom.2020.15401Q
10. Tamura T., Li M. Influencing factors on the amorphous phase formation in Fe - 7.7 at% Sm alloys solidified by highspeed melt spinning. Journal of Alloys and Compounds, 2020, vol. 826, 154010.
https://doi.org/10.1016/j .iallcom.2020.154010
11. Mattson J., Theisen E., Steen P. Rapid solidification forming of glassy and crystalline ribbons by planar flow casting // Chemical Engineering Science, 2018, vol. 192, pp. 1198-1208. https://doi.org/10.1016/ixes.2018.07.017
11. Mattson J., Theisen E., Steen P. Rapid solidification forming of glassy and crystalline ribbons by planar flow casting. Chemical Engineering Science, 2018, vol. 192, pp. 1198-1208. https://doi.org/10.1016/ixes.2018.07.017
12. Nabialek M. Influence of the quenching rate on the structure and magnetic properties of the Fe-based amorphous alloy // Archives of Metallurgy and Materials, 2016, vol. 61, no. 1, pp. 439-444. https://doi.org/10.1515/amm-2016-0079
12. Nabialek M. Influence of the quenching rate on the structure and magnetic properties of the Fe-based amorphous alloy. Archives of Metallurgy and Materials, 2016, vol. 61, no. 1, pp. 439-444. https://doi.org/10.1515/amm-2016-0079
13. Li J., Chen H., Li S., Fang Q., Liu Y., Liang L., Wu H., Liaw P. K. Tuning the mechanical behavior of high-entropy alloys via controlling cooling rates // Materials Science and Engineering: A, 2019, vol. 760, pp. 359-365. https://doi.org/10.1016/i.msea.2019.06.017
14. Schawe J .E. K., Loffler J. F. Existence of multiple critical cooling rates which generate different types of monolithic metallic glass // Nature communications, 2019, vol. 10, 1337. https://doi.org/10.1038/s41467-018-07930-3
15. Бетехин В. И., Бутенко П. Н., Кадомцев А. Г., Корсуков В. Е., Корсукова М. М., Обидов Б. А., Толочко О. В. Влияние низкотемпературного отжига на морфологию приповерхностных слоев аморфного сплава на основе железа // Физика твердого тела. 2007. Т. 49,
№ 12. С. 2118-2124.
16. Волков В. А., Ладьянов В. И., Цепелев В. С. Особенности поверхностной и объемной кристаллизации лент аморфного сплава Fe76 х Si13 8В6 ¡Nb3Cu // Металлы. 1998. № 6. С. 37-43.
17. Ладьянов В. И., Коновалов М. С., Мокрушина М. И., Шиляев А. И., Ардашева Д. П. О влиянии скорости охлаждения расплава при сверхбыстрой закалке на структурное состояние приповерхностных слоев лент сплава Fe77Ni1Si9B1з // Химическая физика и мезоскопия. 2023. Т. 25, № 4. С. 570-576. https://doi.Org/10.15350/17270529.2023.4.51
18. Fang W., Guo-qi H., Peng-na Z., Tang-fu F., Ya-juan W., Ren-bing S., Jian Z. Enhanced magnetic refrigerant capacity power in Dy3Ni2 melt-spun ribbons by controlling the solidification rate // Cryogenics, 2023, vol. 130, 103633. https://doi.org/10.1016/j.cryogenics.2023.103633
19. Tamura T., Li M. Influencing factors on the amorphous phase formation in Fe-7.7 at% Sm alloys solidified by highspeed melt spinning // Journal of Alloys and Compounds, 2020, vol. 826, 154010. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2020.154010
20. Li J., Chen H., Li S., Fang Q., Liu Y., Liang L., Wu H., Liaw P. K. Tuning the mechanical behavior of high-entropy alloys via controlling cooling rates // Materials Science and Engineering: A, 2019, vol. 760, pp. 359-365. https://doi.org/10.1016/imsea.2019.06.017
21. Hu C. T., Goryczka T., Vokoun D. Effects of the spinning wheel velocity on the microstructure of Fe-Pd shape memory melt-spun ribbons // Scripta Materialia, 2004, vol. 50, no. 4, pp. 539-542.
https://doi.org/10.1016/j.scriptamat.2003.10.026
22. Bashev V. F., Ryabtsev S. I., Kushnerov O. I., Kutseva N. A., Antropov S. N. Influence of Liquid Quenching on Phase Composition and Properties of Be-Si Eutectic Alloy // East European Journal of Physics, 2020, no. 3, pp. 81-84. https://doi.org/10.26565/2312-4334-2020-3-10
13. Li J., Chen H., Li S., Fang Q., Liu Y., Liang L., Wu H., Liaw P. K. Tuning the mechanical behavior of high-entropy alloys via controlling cooling rates. Materials Science and Engineering: A, 2019, vol. 760, pp. 359-365. https://doi.org/10.1016/j.msea.2019.06.017
14. Schawe J .E. K., Loffler J. F. Existence of multiple critical cooling rates which generate different types of monolithic metallic glass. Nature communications, 2019, vol. 10, 1337. https://doi.org/10.1038/s41467-018-07930-3
15. Betekhtin V. I., Butenko P. N., Kadomtsev A. G., Korsukov V. E., Korsukova M. M., Obidov B. A., Tolochko O. V. Influence of low-temperature annealing on the morphology of the surface layer of an iron-based amorphous alloy. Physics of the Solid State, 2007, vol. 49, no. 12, pp. 2223-2229. https://doi.org/10.1134/S1063783407120025
16. Volkov V. A., Lad'yanov V. I., Tsepelev V. S. Osobennosti poverkhnostnoy i ob'emnoy kristallizatsii lent amorfnogo splava Fe761Si138B61Nb3Cu [Features of surface and volume crystallization of ribbons of amorphous alloy Fe761Si138B61Nb3Cu]. Metally [Metals], 1998, no. 6, pp. 3743. (In Russian).
17. Lad'yanov V. I., Konovalov M. S., Mokrushina M. I., Shilyaev A. I., Ardasheva D. P. O vliyanii skorosti okhlazhdeniya rasplava pri sverkhbystroy zakalke na strukturnoe sostoyanie pripoverkhnostnykh sloev lent splava Fe77Ni!Si9B13 [The Influence of the Cooling Rate of the Melt during Spinning on the Structureof the Contact and Free Sides of the Fe77Ni!Si9B13 Alloy Tapes]. Khimicheskayafizika i mezoskopiya [Chemical Physics and Mesoscopy], 2023,
vol. 25, no. 4, pp. 570-576. (In Russian). https://doi.org/10.15350/17270529.2023A51
18. Fang W., Guo-qi H., Peng-na Z., Tang-fu F., Ya-juan W., Ren-bing S., Jian Z. Enhanced magnetic refrigerant capacity power in Dy3Ni2 melt-spun ribbons by controlling the solidification rate. Cryogenics, 2023, vol. 130, 103633. https://doi.org/10.1016/jxryogenics.2023.103633
19. Tamura T., Li M. Influencing factors on the amorphous phase formation in Fe-7.7 at% Sm alloys solidified by highspeed melt spinning. Journal of Alloys and Compounds, 2020, vol. 826, 154010.
https://doi.org/10.1016/j jallcom.2020.154010
20. Li J., Chen H., Li S., Fang Q., Liu Y., Liang L., Wu H., Liaw P. K. Tuning the mechanical behavior of high-entropy alloys via controlling cooling rates. Materials Science and Engineering: A, 2019, vol. 760, pp. 359-365. https://doi.org/10.1016/j.msea.2019.06.017
21. Hu C. T., Goryczka T., Vokoun D. Effects of the spinning wheel velocity on the microstructure of Fe-Pd shape memory melt-spun ribbons. Scripta Materialia, 2004, vol. 50, no. 4, pp. 539-542.
https://doi.org/10.1016/j. scriptamat.2003.10.026
22. Bashev V. F., Ryabtsev S. I., Kushnerov O. I., Kutseva
N. A., Antropov S. N. Influence of Liquid Quenching on Phase Composition and Properties of Be-Si Eutectic Alloy. East European Journal of Physics, 2020, no. 3, pp. 81-84. https://doi.org/10.26565/2312-4334-2020-3-10
23. Madireddi S. Effect of offset of the crucible center with wheel center during planar-flow-melt-spinning process // Materials Today: Proceedings, 2021, vol. 38, no. 5,
pp. 2532-2536. https://doi.org/10.1016/i.matpr.2020.07.550
24. Cui X., Zhang Q. D., Li X. Y., Zu F. Q. On crystallization behavior and thermal stability of Cu64Zr36 metallic glass by controlling the melt temperature // Journal of Non-Crystalline Solids, 2016, vol. 452, pp. 336-341. https://doi.org/10.1016/j.jnoncrysol.2016.09.015
25. Ozturk S., Sunbul S. E., icin K. Effects of melt spinning process parameters and wheel surface quality on production of 6060 aluminum alloy powders and ribbons // Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2020, vol. 30, no. 5,
pp. 1169-1182.
https://doi.org/10.1016/S 1003-6326(20)65287-6
26. Gao H., Li Z., Zhou S., Zhang G., Cui N. The improvement of surface quality and thickness stability of Fe78Si9B13 melt-spun ribbons by melt overheating // Progress in Natural Science: Materials International, 2019, vol. 29, no. 5, pp. 556-560. https://doi.org/10.1016/j.pnsc.2019.08.012
27. Su Y.-G., Chen F., Wu C.-Y., Chang M.-H., Chung C.-A. Effects of Manufacturing Parameters in Planar Flow Casting Process on Ribbon Formation and Puddle Evolution of Fe-Si-B Alloy // ISIJ International, 2015, vol. 55, no. 11,
pp. 2383-2390.
https://doi.org/10.2355/isiiinternational.ISIJINT-2015-349
28. Ouyang G., Jensen B., Tang W., Dennis K., Macziewski C., Thimmaiah S., Liang Y., Cui J. Effect of wheel speed on magnetic and mechanical properties of melt spun Fe-6.5 wt.% Si high silicon steel // AIP Advances, 2018, no. 8, 056111. https://doi.org/10.1063/1.5006481
29. Усатюк И. И., Новохатский И. А., Каверин Ю. Ф. К вопросу сверхбыстрой закалки металлических расплавов // Металлы. 1994. № 2. С. 127-135.
30. Молоканов В. В., Петржик М. И., Михайлова Т. Н., Манов В. П., Попель П. С., Сидоров В. Е. Влияние термической обработки расплава на свойства и стеклообразующую способность магнитомягкого сплава Ре76)6№и8^6В135 // Расплавы. 2000. № 4. С. 40-48.
31. Шишалова Г. В., Кулакова М. А., Варлашова Е. Е. Опыт применения спектрометра с индуктивно-связанной плазмой Spectroflame Modula S для исследования химического состава реакторных материалов // Аналитика и контроль. 2003. Т. 7, № 2. С. 186-189.
32. Пупышев А. А., Данилова Д. А. Использование атомно-эмиссионной спектрометрии с индуктивно связанной плазмой для анализа материалов и продуктов черной металлургии // Аналитика и контроль. 2007. Т. 11, № 2-3. С. 131-181.
23. Madireddi S. Effect of offset of the crucible center with wheel center during planar-flow-melt-spinning process. Materials Today: Proceedings, 2021, vol. 38, no. 5,
pp. 2532-2536. https://doi.org/10.1016/i.matpr.2020.07.550
24. Cui X., Zhang Q. D., Li X. Y., Zu F. Q. On crystallization behavior and thermal stability of Cu64Zr36 metallic glass by controlling the melt temperature. Journal of Non-Crystalline Solids, 2016, vol. 452, pp. 336-341. https://doi.org/10.1016/i.inoncrysol.2016.09.015
25. Ozturk S., Sunbul S. E., Icin K. Effects of melt spinning process parameters and wheel surface quality on production of 6060 aluminum alloy powders and ribbons. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2020, vol. 30, no. 5,
pp. 1169-1182.
https://doi.org/10.1016/S1003-6326(20)65287-6
26. Gao H., Li Z., Zhou S., Zhang G., Cui N. The improvement of surface quality and thickness stability of Fe78Si9B13 melt-spun ribbons by melt overheating. Progress in Natural Science: Materials International, 2019, vol. 29, no. 5, pp. 556560. https://doi.org/10.1016/i.pnsc.2019.08.012
27. Su Y.-G., Chen F., Wu C.-Y., Chang M.-H., Chung C.-A. Effects of Manufacturing Parameters in Planar Flow Casting Process on Ribbon Formation and Puddle Evolution of Fe-Si-B Alloy. ISIJ International, 2015, vol. 55, no. 11,
pp. 2383-2390.
https://doi.org/10.2355/isiiinternational.ISIJINT-2015-349
28. Ouyang G., Jensen B., Tang W., Dennis K., Macziewski C., Thimmaiah S., Liang Y., Cui J. Effect of wheel speed on magnetic and mechanical properties of melt spun Fe-6.5 wt.% Si high silicon steel. AIP Advances, 2018, no. 8, 056111. https://doi.org/10.1063/1.5006481
29. Usatyuk I. I., Novokhatskiy I. A., Kaverin Yu. F. K voprosu sverkhbystroy zakalki metallicheskikh rasplavov [On the issue of ultra-fast hardening of metal melts]. Metally [Metals], 1994, no. 2, pp. 127-135. (In Russian).
30. Molokanov V. V., Petrzhik M. I., Mikhaylova T. N., Manov V. P., Popel' P. S., Sidorov V. E. Vliyanie termicheskoy obrabotki rasplava na svoystva i stekloobrazuyushchuyu sposobnost' magnitomyagkogo splava Fe76,6Ni1,3Si8,6B13,5 [The influence of heat treatment of the melt on the properties and glass-forming ability of the soft magnetic alloy Fe76.6Ni1.3Si8.6B13.5]. Rasplavy [Melts], 2000, no 4,
pp. 40-48. (In Russian).
31. Shishalova G. V., Kulakova M. A., Varlashova E. E. Opyt primeneniya spektrometra s induktivno-svyazannoy plazmoy Spectroflame Modula S dlya issledovaniya khimicheskogo sostava reaktornykh materialov [Experience of the icp-spectrometer spectroflame modula s using for analysis chemical composition of reactor materials]. Analitika i kontrol' [Analytics and Control], 2003, vol. 7, no. 2, pp. 186-189.
(In Russian).
32. Pupyshev A. A., Danilova D. A. Ispol'zovanie atomno-emissionnoy spektrometrii s induktivno svyazannoy plazmoy dlya analiza materialov i produktov chernoy metallurgii [The use of inductively coupled plasma atomic emission spectrometry for analysis of materials and ferrous metallurgy products]. Analitika i kontrol' [Analytics and Control], 2007, vol. 11, no. 2-3, pp. 131-181. (In Russian).
33. Калошкин С. Д., Томилин И. А. Термодинамическое описание превращений аморфных твердых растворов в системе железо - кремний - бор // Журнал Физической химии. 1996. Т. 70, № 1. С. 27-32.
33. Kaloshkin S. D., Tomilin I. A. Termodinamicheskoe opisanie prevrashcheniy amorfnykh tverdykh rastvorov v sisteme zhelezo - kremniy - bor [Thermodynamic description of transformations of amorphous solid solutions in the iron -silicon - boron system]. Zhurnal Fizicheskoy khimii [Russian Journal of Physical Chemistry A: Focus on Chemistry], 1996, vol. 70, no. 1, pp. 27-32. (In Russian).
34. Золотарев С. Н., Шумаков А. Н. Рельеф контактной поверхности быстрозакаленных лент // Физика металлов и металловедение. 1987. Т. 64. № 2. С. 349-357.
34. Zolotarev S. N., Shumakov A. N. Rel'ef kontaktnoy poverkhnosti bystrozakalennykh lent [Relief of the contact surface of quickly hardened tapes]. Fizika metallov i metallovedenie [The Physics of Metals and Metallography], 1987, vol. 64, no. 2, pp. 349-357. (In Russian).
35. Волков В. А., Пахомов С. В., Ладьянов В. И., Кулагин А. В. Механизм кристаллизации поверхности металлических стекол при затвердевании расплава на диске // Расплавы. 1997. № 5. С. 88-93.
35. Volkov V. A., Pakhomov S. V., Lad'yanov V. I., Kulagin A. V. Mekhanizm kristallizatsii poverkhnosti metallicheskikh stekol pri zatverdevanii rasplava na diske [Mechanism of metallic glasses surface crystallization by melt solidification on disk]. Rasplavy [Melts], 1997, no. 5, pp. 88-93. (In Russian).
36. Volkov V. A., Suslov A. A. Phase nucleation and growth mechanisms during the solidification of Fe-B hypoeutectic alloys under melt-quenching conditions // Russian Metallurgy (Metally), 2009, vol. 2008, pp. 434-441. https://doi.org/10.1134/S0036029508050121
36. Volkov V. A., Suslov A. A. Phase nucleation and growth mechanisms during the solidification of Fe-B hypoeutectic alloys under melt-quenching conditions. Russian Metallurgy (Metally), 2009, vol. 2008, pp. 434-441. https://doi.org/10.1134/S0036029508050121
Поступила 04.03.2024; после доработки 03.05.2024; принята к опубликованию 21.05.2024 Received March 4, 2024; received in revised form May 3, 2024; accepted May 21, 2024
Информация об авторах
Коновалов Максим Сергеевич,
младший научный сотрудник, УдмФИЦ УрО РАН, Ижевск, Российская Федерация, e-mail: maksim.kov@mail. ru
Ладьянов Владимир Иванович,
доктор физико-математических наук, профессор, руководитель Научного центра металлургической физики и материаловедения УдмФИЦ УрО РАН, Ижевск, Российская Федерация
Мокрушина Марина Ивановна,
младший научный сотрудник, УдмФИЦ УрО РАН, Ижевск, Российская Федерация
Ардашева Дарья Павловна,
инженер-исследователь, УдмФИЦ УрО РАН, Ижевск, Российская Федерация
Information about the authors Maksim S. Konovalov,
Junior Researcher, Udmurt Federal Research Center UB RAS, Izhevsk, Russian Federation, e-mail: maksim.kov@mail. ru
Vladimir I. Lad'yanov,
Dr. Sc. (Phys.-Math.), Professor, Head of the Research Center for Metallurgical Physics and Materials Science Udmurt Federal Research Center UB RAS, Izhevsk, Russian Federation-
Marina I. Mokrushina,
Junior Researcher, Udmurt Federal Research Center UB RAS, Izhevsk, Russian Federation
Darya P. Ardasheva,
Research Engineer, Udmurt Federal Research Center UB RAS, Izhevsk, Russian Federation
