The crystallization processes for t

The crystallization processes for the amorphous metallic alloys Fe74B17Si2Ni4Mo3 and Fe86B6Zr7Cu1 (at. %) were investigated using X-rays diffraction measurements performed in-situ during Joule-heating, with simultaneous monitoring of the electrical resistance. We determined the main structural transitions and crystalline phases formed during heating, and correlated these results to the observed resistance variations. As the annealing current is increased, the resistance shows an initial decrease due to stress relaxation, followed by a drop to a minimum value due to massive nucleation and growth of a-Fe nanocrystals. Further annealing causes the formation of small fractions of Fe-B, B2Zr or ZrO2, while the resistance increases due to temperature enhancement. In situ XRD measurements allowed the identification of metastable phases, as the g-Fe phase which occurs at high temperatures. The exothermal peaks observed in the differential scanning calorimetry (DSC) for each alloy corroborate the results. We also have performed DSC measurements with several heating rates, which allowed the determination of the Avrami exponent and crystallization activation energy for each alloy. The obtained activation energies (362 and 301 kJ/mol for Fe-B-Zr-Cu; 323 kJ/mol for Fe-B-Si-Ni-Mo) are comparable to reported values for amorphous iron alloys, while the Avrami exponent values (n = 1.0 or n = 1.2) are consistent with diffusion controlled crystallization processes with nucleation rates close to zero.

Keywords: crystallization kinetics, iron alloys, X-rays, DSC

1. Introduction

Great scientific effort has been developed in last years in order to predict and control the crystallization processes of metallic glasses, since several attractive properties of the resulting material are strongly related to the final attained microstructure. For instance, it has been shown that the nanocrystalline structure presented by Fe-Cu-Nb-Si-B alloys annealed at 813 K during 1 h is responsible for their excellent soft-magnetic properties1,2. A similar behavior is observed for alloys of the Fe-B-Zr-Cu family3,4. Several techniques have been applied to the study of crystallization processes in glassy metals, such as ferromagnetic resonance5,6, differential scanning calorimetry7,8, Mössbauer spectroscopy9, small angle X-rays scattering10,11, and electrical resistance variations12,13. On the other hand, there is an increasing number of studies which use synchrotron radiation sources, whose high intensity allow in-situ measurements to follow structural evolutions in real time.

Joule heating (JH) is a fast and highly reproducible annealing technique for amorphous metallic ribbons. It is worth noticing that it is a non-isothermal treatment, since the temperature in the sample depends on its resistivity, which, in turn, depends on the sample’s microstructure, that undergoes transformations upon heating, thus changing the temperature itself. A theoretical model that relates the structural transformations to the electrical resistance variations during Joule heating at a constant applied dc current was proposed by Allia et al., and used to estimate the temperature variations in an Fe-Ni-P-B alloy14,15. Measurements of the temperature evolution of Fe-B-Zr-Cu alloys during Joule annealing have been recently reported, showing a continuous temperature increase as the annealing current is linearly enhanced16.

As regards the crystallization kinetics during isothermal treatments, the time evolution of the crystalline volume fraction, fv, is given by the Johnson-Mehl-Avrami equation:


where K and n are time-independent parameters. A simple manipulation of Eq. (1) shows that, K and n can be determined by plotting the measured data, fv, as:


In the case of continuous heating, it can be shown that for E >> RT the following relations are true7,17,18:



where b is the heating rate, E is the activation energy, R is the gas constant, n is the Avrami exponent and the index p refers to the variables at a crystallization peak, i.e., Tp is the temperature of a peak, Kp is the rate constant at the peak and (dx/dt)p is the crystallization rate at the peak. If Tp2/b is measured in a series of exothermals taken at different heating rates, the plot of ln (Tp2/b) as a function of 1/Tp should be a linear function with slope E/R. The set of equations given by Eqs. 3 and 4 can then be used to determine the Avrami exponent n as an average of the set of parameters obtained for different heating rates.
In the present work, we investigate the crystallization process of two Fe-based amorphous metallic alloys, using X-rays diffraction (XRD) measured in-situ during Joule annealing, and simultaneously monitoring the electrical resistance variations. DSC measurements with different heating rates were also performed in order to determine important crystallization parameters, such as the activation energy and the Avrami exponent.

2. Experimental Procedures
The amorphous alloys of nominal composition Fe74B17Si2Ni4Mo3 and Fe86B6Zr7Cu1 (at. %) were rapidly quenched from the melt by planar flow on a fast rotating cylinder, producing high quality metallic ribbons of thickness 25 + 1 mm. Samples cut from each amorphous alloy were submitted to JH with an effective length of 10 mm between electrical contacts. The sample was firmly clamped at both ends by two pairs of electrical contacts, using a sample holder specially designed to minimize conduction thermal losses and keep the ribbon perpendicular to the X-ray beam, allowing for sample expansion during heating. The applied dc current was varied from 0 to 3.0 A while the voltage drop across the sample was measured via two independent contacts. The heating procedure was computer controlled, thus allowing the on-line analysis of the R(I) curve. During annealing, the sample was kept in vacuum (10-2 mbar) to avoid oxidation and minimize convective thermal losses.

It was shown in a previous work that for a constant applied current the structural changes occur during the initial 10 s (see Fig. 1 in Ref. 12). Consequently, in the case of a step by step enhancement of the annealing current each increment DI should be applied after a minimum waiting time Dtmin = 10 s. For longer time intervals one obtains reproducible R(I) curves, suggesting that the crystallization process is also reproduced. Using the characteristic R(I) curve as a guide, different current values were selected for in situ measurements of X-ray diffraction intensities. For each thermal treatment we performed 12 sequential exposures, where XRD patterns were registered on a curved Imaging Plate in the angular range 10° < 2q < 152°. The experimental setup for in situ XRD measurements requires detector displacement between film expositions, so we selected long time intervals Dt = 450 s for each current increment DI = 0.1 A. After waiting 20 s for temperature stabilization in the sample, the remaining 430 s were used for recording XRD spectra. These measurements were carried out at the SAXS beam-line of the LNLS – National Synchrotron Light Laboratory, Brazil19,20. The wavelength l = 1.7574 Å was selected in order to minimize the attenuation factor and fluorescence from Fe atoms in the samples, and the beam dimensions over the sample were 0.8 x 3.0 mm. Diffraction curves from a standard Al2O3 powder with controlled grain size (1 mm) were measured at room temperature in the same experimental geometry for 2q calibration. The average grain size was calculated from the full width at half maximum of the 110 a-Fe reflection, using the Scherrer formula (for details see Ref. 12).








DSC measurements were performed on a Shimadzu D-50 calorimeter from room temperature to 1000 K, using heating rates of 2, 5, 10, 20 and 30 K/min. Some treatments were interrupted at particular temperatures, and XRD patterns were obtained at room temperature using a Siemens D5000 diffractometer, in order to evaluate the corresponding stage of crystallization. There is a great similarity between JH and DSC heating procedures, since both are non-isothermal treatments. As the applied current is increased the sample temperature continuously increases16. On the other hand, the connection between the applied JH heating rate DI / Dt and the resulting temperature rate DT / Dt should be experimentally determined, since it depends on the balance between the heating power (I 2R) and the thermal losses. In Ref. 16, for example, it was shown that a Joule heating rate of 0.003 A/s produced an average temperature rate of 50 K/min for Fe-B-Zr-Cu ribbons.

3. Results and Discussion
Figure 1 presents XRD spectra obtained at different annealing currents. Figure 2 shows the corresponding R(I) curves, where solid dots represent the points selected for exposure to X-rays. The electrical resistance R showed a typical behavior as a function of the applied current, and very similar R(I) curves were obtained for both alloys. For the Fe-B-Zr-Cu alloy, the typical R(I) curve initially decreases, then presents a slow increase up to about 1.1 A. In this range the sample is still amorphous, thus the initial resistance decrease is interpreted as internal stress relaxation in the as-quenched material, followed by a resistance increase due to a temperature enhancement. Further annealing causes a resistance drop to a minimum at 1.7 A, while XRD spectra show the nucleation and growth of a-Fe nanocrystals, with grain sizes of about 10 nm, and increasing crystalline volume fraction in this current range. During the massive Fe crystallization the resistance is reduced down to a minimum, and then the samples presents a new metallic behavior with a rapid temperature increase due to a larger thermal coefficient of resistance (TCR)13,16. A similar behavior was observed for the Fe-B-Si-Ni-Mo alloy, with the beginning of structural ordering shifted to a higher current value (1.4 A), and the formation of larger a-Fe grains, about 40 nm in size.

Kết quả (Việt) 1:

Các quá trình kết tinh cho các hợp kim kim loại vô định hình, Fe74B17Si2Ni4Mo3 và Fe86B6Zr7Cu1 (tại %) đã được điều tra bằng cách sử dụng tia x, nhiễu xạ đo biểu diễn trong situ Joule nóng, với đồng thời giám sát của điện trở. Chúng tôi xác định quá trình chuyển đổi cấu trúc chính và tinh thể giai đoạn hình thành trong hệ thống sưởi, và tương quan các kết quả cho các biến thể quan sát kháng chiến. Như các tôi hiện nay tăng lên, sức đề kháng cho thấy một giảm ban đầu do thư giãn căng thẳng, tiếp theo một giọt là một giá trị tối thiểu do nucleation lớn và phát triển của một Fe nanocrystals. Tiếp tục làm cho deo gây ra sự hình thành của các phân số nhỏ của Fe-B, B2Zr hoặc ZrO2, trong khi các kháng tăng do nhiệt độ nâng cao. Tại chỗ XRD đo đạc cho phép xác định giai đoạn ổn định động, như pha g-Fe xảy ra ở nhiệt độ cao. Các đỉnh núi exothermal quan sát thấy trong vi sai scanning calorimetry (DSC) cho mỗi hợp kim làm chứng kết quả. Chúng tôi cũng đã thực hiện đo đạc DSC với một số hệ thống sưởi giá, cho phép xác định Avrami số mũ và kết tinh năng lượng kích hoạt cho mỗi hợp kim. Các nguồn năng lượng thu được kích hoạt (362 và 301 kJ/mol cho Fe-B-Zr-Cu; 323 kJ/mol cho Fe-B-Si-Ni-Mo) được so sánh với các giá trị báo cáo cho hợp kim sắt vô định hình, trong khi các giá trị số mũ Avrami (n = 1.0 hoặc n = 1.2) phù hợp với quá trình kết tinh phổ biến kiểm soát với nucleation tỷ lệ gần bằng không.Từ khoá: kết tinh động học, sắt hợp kim, chụp x-quang, DSC 1. giới thiệuNỗ lực khoa học rất lớn đã được phát triển trong năm qua để dự đoán và kiểm soát các quá trình kết tinh kim loại kính, kể từ khi một số đặc tính hấp dẫn của vật liệu kết quả mạnh mẽ có liên quan đến attained microstructure cuối cùng. Ví dụ, nó đã được cho thấy cấu trúc nanocrystalline trình bày bởi Fe-Cu-Nb-Si-B hợp kim annealed tại 813 K trong 1 h là trách nhiệm của họ tuyệt vời ozon hóa mềm properties1, 2. Một hành vi tương tự như là quan sát cho các hợp kim của family3 Fe-B-Zr-Cu, 4. Một số kỹ thuật đã được áp dụng cho các nghiên cứu của quá trình kết tinh trong thủy tinh kim loại, chẳng hạn như sắt từ resonance5, 6, vi phân quét calorimetry7, 8, Mössbauer spectroscopy9, nhỏ góc chụp x-quang scattering10, 11, và điện kháng chiến variations12, 13. Mặt khác, có là một số lượng ngày càng tăng của nghiên cứu trong đó sử dụng các nguồn bức xạ synchrotron, có cường độ cao cho phép đo đạc trong situ để thực hiện theo các diễn biến cấu trúc trong thời gian thực.Joule heating (JH) is a fast and highly reproducible annealing technique for amorphous metallic ribbons. It is worth noticing that it is a non-isothermal treatment, since the temperature in the sample depends on its resistivity, which, in turn, depends on the sample’s microstructure, that undergoes transformations upon heating, thus changing the temperature itself. A theoretical model that relates the structural transformations to the electrical resistance variations during Joule heating at a constant applied dc current was proposed by Allia et al., and used to estimate the temperature variations in an Fe-Ni-P-B alloy14,15. Measurements of the temperature evolution of Fe-B-Zr-Cu alloys during Joule annealing have been recently reported, showing a continuous temperature increase as the annealing current is linearly enhanced16.As regards the crystallization kinetics during isothermal treatments, the time evolution of the crystalline volume fraction, fv, is given by the Johnson-Mehl-Avrami equation:where K and n are time-independent parameters. A simple manipulation of Eq. (1) shows that, K and n can be determined by plotting the measured data, fv, as:In the case of continuous heating, it can be shown that for E >> RT the following relations are true7,17,18:where b is the heating rate, E is the activation energy, R is the gas constant, n is the Avrami exponent and the index p refers to the variables at a crystallization peak, i.e., Tp is the temperature of a peak, Kp is the rate constant at the peak and (dx/dt)p is the crystallization rate at the peak. If Tp2/b is measured in a series of exothermals taken at different heating rates, the plot of ln (Tp2/b) as a function of 1/Tp should be a linear function with slope E/R. The set of equations given by Eqs. 3 and 4 can then be used to determine the Avrami exponent n as an average of the set of parameters obtained for different heating rates.In the present work, we investigate the crystallization process of two Fe-based amorphous metallic alloys, using X-rays diffraction (XRD) measured in-situ during Joule annealing, and simultaneously monitoring the electrical resistance variations. DSC measurements with different heating rates were also performed in order to determine important crystallization parameters, such as the activation energy and the Avrami exponent.2. Experimental ProceduresThe amorphous alloys of nominal composition Fe74B17Si2Ni4Mo3 and Fe86B6Zr7Cu1 (at. %) were rapidly quenched from the melt by planar flow on a fast rotating cylinder, producing high quality metallic ribbons of thickness 25 + 1 mm. Samples cut from each amorphous alloy were submitted to JH with an effective length of 10 mm between electrical contacts. The sample was firmly clamped at both ends by two pairs of electrical contacts, using a sample holder specially designed to minimize conduction thermal losses and keep the ribbon perpendicular to the X-ray beam, allowing for sample expansion during heating. The applied dc current was varied from 0 to 3.0 A while the voltage drop across the sample was measured via two independent contacts. The heating procedure was computer controlled, thus allowing the on-line analysis of the R(I) curve. During annealing, the sample was kept in vacuum (10-2 mbar) to avoid oxidation and minimize convective thermal losses.It was shown in a previous work that for a constant applied current the structural changes occur during the initial 10 s (see Fig. 1 in Ref. 12). Consequently, in the case of a step by step enhancement of the annealing current each increment DI should be applied after a minimum waiting time Dtmin = 10 s. For longer time intervals one obtains reproducible R(I) curves, suggesting that the crystallization process is also reproduced. Using the characteristic R(I) curve as a guide, different current values were selected for in situ measurements of X-ray diffraction intensities. For each thermal treatment we performed 12 sequential exposures, where XRD patterns were registered on a curved Imaging Plate in the angular range 10° < 2q < 152°. The experimental setup for in situ XRD measurements requires detector displacement between film expositions, so we selected long time intervals Dt = 450 s for each current increment DI = 0.1 A. After waiting 20 s for temperature stabilization in the sample, the remaining 430 s were used for recording XRD spectra. These measurements were carried out at the SAXS beam-line of the LNLS – National Synchrotron Light Laboratory, Brazil19,20. The wavelength l = 1.7574 Å was selected in order to minimize the attenuation factor and fluorescence from Fe atoms in the samples, and the beam dimensions over the sample were 0.8 x 3.0 mm. Diffraction curves from a standard Al2O3 powder with controlled grain size (1 mm) were measured at room temperature in the same experimental geometry for 2q calibration. The average grain size was calculated from the full width at half maximum of the 110 a-Fe reflection, using the Scherrer formula (for details see Ref. 12). DSC measurements were performed on a Shimadzu D-50 calorimeter from room temperature to 1000 K, using heating rates of 2, 5, 10, 20 and 30 K/min. Some treatments were interrupted at particular temperatures, and XRD patterns were obtained at room temperature using a Siemens D5000 diffractometer, in order to evaluate the corresponding stage of crystallization. There is a great similarity between JH and DSC heating procedures, since both are non-isothermal treatments. As the applied current is increased the sample temperature continuously increases16. On the other hand, the connection between the applied JH heating rate DI / Dt and the resulting temperature rate DT / Dt should be experimentally determined, since it depends on the balance between the heating power (I 2R) and the thermal losses. In Ref. 16, for example, it was shown that a Joule heating rate of 0.003 A/s produced an average temperature rate of 50 K/min for Fe-B-Zr-Cu ribbons.3. Results and DiscussionFigure 1 presents XRD spectra obtained at different annealing currents. Figure 2 shows the corresponding R(I) curves, where solid dots represent the points selected for exposure to X-rays. The electrical resistance R showed a typical behavior as a function of the applied current, and very similar R(I) curves were obtained for both alloys. For the Fe-B-Zr-Cu alloy, the typical R(I) curve initially decreases, then presents a slow increase up to about 1.1 A. In this range the sample is still amorphous, thus the initial resistance decrease is interpreted as internal stress relaxation in the as-quenched material, followed by a resistance increase due to a temperature enhancement. Further annealing causes a resistance drop to a minimum at 1.7 A, while XRD spectra show the nucleation and growth of a-Fe nanocrystals, with grain sizes of about 10 nm, and increasing crystalline volume fraction in this current range. During the massive Fe crystallization the resistance is reduced down to a minimum, and then the samples presents a new metallic behavior with a rapid temperature increase due to a larger thermal coefficient of resistance (TCR)13,16. A similar behavior was observed for the Fe-B-Si-Ni-Mo alloy, with the beginning of structural ordering shifted to a higher current value (1.4 A), and the formation of larger a-Fe grains, about 40 nm in size.

Kết quả (Việt) 2:

Các quá trình kết tinh của hợp kim vô định hình Fe74B17Si2Ni4Mo3 và Fe86B6Zr7Cu1 (tại.%) Đã được nghiên cứu sử dụng tia X nhiễu xạ đo được thực hiện tại chỗ trong quá trình Joule-sưởi ấm, với giám sát đồng thời của điện trở. Chúng tôi xác định các quá trình chuyển đổi cơ cấu chính và giai đoạn kết tinh được hình thành trong quá trình sưởi ấm, và các kết quả liên quan đến các biến thể kháng cự quan sát. Khi ủ hiện nay được tăng lên, sức đề kháng cho thấy một giảm ban đầu do căng thẳng thư giãn, tiếp theo là giảm đến một giá trị tối thiểu do mầm lớn và tăng trưởng của các tinh thể nano-Fe. Ủ tiếp tục gây ra sự hình thành các phần phân đoạn nhỏ của Fe-B, B2Zr hoặc ZrO2, trong khi tăng sức đề kháng do để nâng cao nhiệt độ. Trong các phép đo nhiễu xạ tia X tại chỗ cho phép xác định các giai đoạn siêu bền, như giai đoạn g-Fe xảy ra ở nhiệt độ cao. Các đỉnh núi toả nhiệt quan sát được trong nhiệt lượng quét khác biệt (DSC) cho mỗi hợp kim chứng thực kết quả. Chúng tôi cũng đã thực hiện các phép đo DSC với một số giá sưởi ấm, cho phép xác định các Avrami số mũ và kết tinh năng lượng kích hoạt cho mỗi hợp kim. Các nguồn năng lượng thu được kích hoạt (362 và 301 kJ / mol cho Fe-B-Zr-Cu; 323 kJ / mol cho Fe-B-Si-Ni-Mo) được so sánh với các giá trị được báo cáo cho các hợp kim sắt vô định hình, trong khi các giá trị số mũ Avrami (n = 1,0 hay n = 1,2) là phù hợp với các quy trình kiểm soát khuếch tán tinh với giá mầm gần bằng không. Từ khóa: động học kết tinh, hợp kim sắt, X-quang, DSC 1. Giới thiệu nỗ lực khoa học vĩ đại đã được phát triển trong những năm cuối cùng để dự đoán và kiểm soát các quá trình kết tinh của thủy tinh kim loại, kể từ khi một số đặc tính hấp dẫn của vật liệu kết quả có liên quan chặt chẽ với các vi cấu trúc đạt thức. Ví dụ, nó đã được chứng minh rằng cấu trúc nanocrystalline được trình bày bởi các hợp kim Fe-Cu-Nb-Si-B luyện ở 813 K trong 1 giờ có trách nhiệm properties1,2 mềm từ tuyệt vời của họ. Một hành vi tương tự cũng được quan sát thấy trong các hợp kim của family3,4 Fe-B-Zr-Cu. Một số kỹ thuật đã được áp dụng để nghiên cứu các quá trình kết tinh trong các kim loại thủy tinh, như resonance5,6 sắt từ, khác biệt quét calorimetry7,8, Mössbauer spectroscopy9, nhỏ góc chụp X-quang scattering10,11, và khả năng chống variations12,13 điện. Mặt khác, có một số lượng ngày càng tăng của các nghiên cứu sử dụng nguồn bức xạ synchrotron, có cường độ cao cho phép tại chỗ đo theo diễn biến cấu trúc trong thời gian thực. nhiệt Joule (JH) là một kỹ thuật ủ nhanh chóng và có thể sanh sản cho vô định hình kim loại băng. Đó là giá trị nhận thấy rằng đó là một điều trị không đẳng nhiệt, vì nhiệt độ trong mẫu phụ thuộc vào điện trở suất của nó, trong đó, lần lượt, phụ thuộc vào vi cấu trúc của mẫu, mà trải qua biến đổi khi sưởi ấm, do đó thay đổi nhiệt độ của chính nó. Một mô hình lý thuyết có liên quan tới biến đổi cấu trúc của các biến điện trở trong nhiệt Joule tại một hằng số ứng dụng dc hiện đã được đề xuất bởi Allia et al., Và được sử dụng để ước tính sự thay đổi nhiệt độ trong một alloy14,15 Fe-Ni-PB. Các phép đo của sự tiến hóa nhiệt độ của hợp kim Fe-B-Zr-Cu trong quá trình ủ Joule gần đây đã được báo cáo, cho thấy một sự gia tăng nhiệt độ liên tục như hiện nay được ủ tuyến tính enhanced16. Liên quan đến động học kết tinh trong quá trình điều trị cách nhiệt, thời gian tiến triển của các tinh thể khối lượng phân, fv, được cho bởi phương trình Johnson-Mehl-Avrami: nơi K và n là thông số thời gian độc lập. Một thao tác đơn giản của phương trình. (1) cho thấy, K và n có thể được xác định bằng cách vẽ các dữ liệu đo, fv, như: Trong trường hợp sưởi ấm liên tục, nó có thể được hiển thị mà cho E >> RT các mối quan hệ sau đây là true7,17,18: nơi b là tỷ lệ sưởi ấm, E là năng lượng kích hoạt, R là hằng số khí, n là số mũ Avrami và chỉ số p đề cập đến các biến ở đỉnh cao kết tinh, tức là, Tp là nhiệt độ của một cao điểm, Kp là tỷ lệ liên tục ở đỉnh cao và (dx / dt) p là tỷ lệ kết tinh ở đỉnh cao. Nếu TP2 / b được đo trong một loạt các exothermals thực hiện ở mức nhiệt khác nhau, cốt truyện của ln (TP2 / b) là một chức năng của 1 / Tp phải là một hàm tuyến tính với độ dốc E / R. Tập hợp các phương trình được đưa ra bởi phương trình. 3 và 4 sau đó có thể được sử dụng để xác định Avrami số mũ n là trung bình của tập hợp các thông số thu được để sưởi ấm giá khác nhau. Trong công việc hiện tại, chúng tôi điều tra quá trình kết tinh của hai hợp kim vô định hình dựa trên Fe, sử dụng tia X nhiễu xạ (XRD) đo tại chỗ trong thời gian ủ Joule, và đồng thời theo dõi sự biến đổi điện trở. Đo DSC với tỷ lệ sưởi ấm khác nhau cũng đã được thực hiện nhằm xác định các thông số tinh quan trọng, chẳng hạn như năng lượng kích hoạt và số mũ Avrami. 2. Thủ tục thử nghiệm các hợp kim vô định hình của các thành phần danh nghĩa Fe74B17Si2Ni4Mo3 và Fe86B6Zr7Cu1 (tại.%) đã nhanh chóng dập tắt từ sự tan chảy của dòng chảy hai chiều trên một xi lanh nhanh chóng quay, sản xuất băng kim loại chất lượng cao có độ dày 25 mm + 1. Các mẫu được cắt ra từ mỗi hợp kim vô định hình đã được trình lên JH với chiều dài có hiệu lực 10 mm giữa điện. Các mẫu được kẹp chặt ở cả hai đầu của hai cặp liên lạc điện, sử dụng chứa mẫu thiết kế đặc biệt để giảm thiểu tổn thất nhiệt dẫn và giữ băng vuông góc với chùm tia X, cho phép mở rộng mẫu trong quá trình sưởi ấm. Các ứng dụng hiện nay đã được thay đổi dc 0-3,0 Một khi điện áp thả trên mẫu được đo qua hai địa chỉ liên lạc độc lập. Thủ tục làm nóng được máy tính điều khiển, do đó cho phép phân tích trực tuyến của R (I) đường cong. Trong quá trình ủ, mẫu được lưu giữ trong chân không (10-2 mbar) để tránh quá trình oxy hóa và giảm thiểu tổn thất nhiệt đối lưu. Nó được thể hiện trong một nghiên cứu trước đây rằng đối với một ứng dụng hiện hành thay đổi cấu trúc liên tục xảy ra trong 10 giây đầu tiên (xem hình. 1 trong Ref. 12). Do đó, trong trường hợp của một từng bước nâng cao của ủ hiện nay mỗi DI tăng nên được áp dụng sau một thời gian chờ đợi tối thiểu Dtmin = 10 s. Trong những khoảng thời gian dài hơn một có được R (I) đường cong tái sản xuất, cho thấy quá trình kết tinh cũng được sao chép. Sử dụng R (I) đường cong đặc trưng như một hướng dẫn, giá trị hiện tại khác nhau đã được chọn để đo tại chỗ của cường độ nhiễu xạ X-quang. Đối với mỗi xử lý nhiệt, chúng tôi thực hiện 12 tiếp xúc liên tục, trong đó mô hình nhiễu xạ tia X đã được đăng ký trên một tấm ảnh cong trong phạm vi góc 10 ° <2q <152 °. Các thiết lập thử nghiệm cho phép đo nhiễu xạ tia X tại chỗ đòi hỏi dò chuyển giữa triển lãm phim, vì vậy chúng tôi chọn khoảng thời gian dài Dt = 450 s cho mỗi gia tăng hiện nay DI = 0,1 A. Sau khi chờ đợi 20 giây để ổn định nhiệt độ trong mẫu, còn lại 430 s là được sử dụng để phổ nhiễu xạ tia X ghi âm. Các phép đo được thực hiện tại SAXS chùm dòng của LNLS - Phòng thí nghiệm sáng Synchrotron Quốc gia, Brazil19,20. Các bước sóng l = 1,7574 Å đã được chọn để giảm thiểu các yếu tố suy giảm và huỳnh quang từ các nguyên tử Fe trong các mẫu, và kích thước tia trên mẫu là 0,8 x 3,0 mm. Đường cong nhiễu xạ từ một loại bột Al2O3 tiêu chuẩn với kích thước hạt kiểm soát (1 mm) được đo ở nhiệt độ phòng trong hình học thực nghiệm tương tự cho 2q hiệu chuẩn. Kích thước hạt trung bình được tính từ toàn bộ chiều rộng ở nửa tối đa sự phản ánh một 110-Fe, sử dụng công thức Scherrer (xem chi tiết Ref. 12). DSC đo được thực hiện trên một nhiệt lượng kế Shimadzu D-50 từ nhiệt độ phòng đến 1000 K, sử dụng các mức nhiệt của 2, 5, 10, 20 và 30 K / phút. Một số phương pháp điều trị bị gián đoạn ở nhiệt độ đặc biệt, và các mẫu nhiễu xạ tia X thu được ở nhiệt độ phòng bằng cách sử dụng Siemens D5000 nhiễu xạ, để đánh giá giai đoạn tương ứng của kết tinh. Có một sự tương đồng lớn giữa các thủ tục sưởi ấm JH và DSC, vì cả hai đều là phương pháp điều trị không đẳng nhiệt. Như hiện nay áp dụng là tăng nhiệt độ mẫu liên tục increases16. Mặt khác, mối liên hệ giữa tỷ lệ áp dụng sưởi ấm JH DI / Dt và tỷ lệ dẫn nhiệt độ DT / Dt nên được xác định bằng thực nghiệm, vì nó phụ thuộc vào sự cân bằng giữa năng lượng sưởi ấm (I 2R) và tổn thất nhiệt. Trong Ref. 16 Ví dụ, người ta thấy rằng một tỷ lệ nhiệt Joule 0,003 A / s tạo ra một tỷ lệ nhiệt độ trung bình 50 K / phút cho Fe-B-Zr-Cu băng. 3. Kết quả và thảo luận Hình 1 trình bày phổ nhiễu xạ tia X thu được ở dòng ủ khác nhau. Hình 2 cho thấy R (I) đường cong tương ứng, nơi chấm rắn đại diện cho các điểm được lựa chọn để tiếp xúc với tia X. Các điện trở R cho thấy một hành vi điển hình như là một chức năng của hiện tại được áp dụng, và R (I) đường cong rất giống thu được cho cả các hợp kim. Đối với các hợp kim Fe-B-Zr-Cu, R (I) đường cong đặc trưng ban đầu giảm, sau đó trình bày một sự gia tăng chậm lên đến khoảng 1,1 A. Trong phạm vi này mẫu vẫn vô định hình, do đó giảm sức đề kháng ban đầu được xem như là nội bộ căng thẳng thư giãn trong vật liệu như-dập tắt, tiếp theo là tăng sức đề kháng do một nâng cao nhiệt độ. Ủ tiếp tục gây ra sự giảm sức đề kháng đến mức tối thiểu 1,7 A, trong khi phổ nhiễu xạ tia X cho thấy các mầm và phát triển của một tinh thể nano Fe, với kích thước hạt khoảng 10 nm, và tăng khối lượng tinh thể phần trong phạm vi hiện tại này. Trong Fe tinh lớn các kháng được giảm xuống mức tối thiểu, và sau đó các mẫu trình bày một hành vi kim loại mới với một sự gia tăng nhiệt độ nhanh chóng do hệ số nhiệt lớn hơn của kháng (TCR) 13,16. Một hành vi tương tự cũng được áp dụng cho việc hợp kim Fe-B-Si-Ni-Mo, với sự khởi đầu của cấu trúc đặt hàng chuyển sang một giá trị cao hơn hiện nay (1.4), và sự hình thành các hạt lớn hơn một Fe, khoảng 40 nm kích thước .