Исследование релаксационных процессов в аморфных сплавах металл-металлоид тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.07, кандидат физико-математических наук Малиночка, Елена Яковлевна

• Малиночка, Елена Яковлевна
• кандидат физико-математических наук
• 1984

Оглавление диссертации кандидат физико-математических наук Малиночка, Елена Яковлевна

тацнтик.

1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР.

1.1. Влияние релаксационных процессов на свойства аморфных материалов.

1.2. Диффузионные процессы в аморфных металлических сплавах.

1.3. Динамическое компактирование порошков аморфных сплавов

2. ИЗУЧЕНИЕ СТРУКТУРНОЙ РЕЛАКСАЦИИ В АМОРФНЫХ СПЛАВАХ

МЕТАЛЛ - МЕТАЛЛОИД.

2.1. Выбор и получение аморфных металлических сплавов.

2.2. Метод дифференциальной сканирующей калориметрии

2.3. Кинетический метод определения энергии активации процессов, проходящих с изменением энтальпии.

2.4. Исследование методом ДСК изменения энтальпии в зависимости от условий получения и термообработки аморфных сплавов.

2.5. Я -точки на равновесных кривых теплоемкости исследованных сплавов.

2.6. Влияние магнитно-импульсной обработки на релаксационные спектры сплавов.

2.7. Влияние термообработки на физические свойства сплавов

3. РАЗРАБОТКА МЕТОДА ПОЛУЧЕНИЯ И ИССЛЕДОВАНИЕ ФИЗИЧЕСКИХ СВОЙСТВ МАССИВНЫХ ОБРАЗЦОВ АМОРФНЫХ СПЛАВОВ.

3.1. Выбор и получение материалов.

3.2. Определение режимов компактирования и получение массивных образцов.

3.3. Сравнение структуры и физических свойств исходных и компактированных материалов.

4. АНАЛИЗ РЕЛАКСАЦЙОННЫК ПРОЦЕССОВ В АМОРФНЫХ МЕТАЛЛАХ.

4.1. Теория двухуровневой релаксации аморфных сплавов.

4.2. Расчет параметров релаксационных спектров.

4.3. Энергетические схемы релаксационных переходов

4.4. Релаксационные переходы в окрестности /? -точек отрелаксированных аморфных сплавов.

4.5. Замечания к выбору режимов термообработки и ком-пактирования.

ВЫВОДЫ.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Исследование релаксационных процессов в аморфных сплавах металл-металлоид»

В последние годы значительно возросло количество работ в области получения, исследования и применения аморфных металлических сплавов (AMC). Это связано в первую очередь с тем, что в ряде случаев подобные материалы превосходят по своим свойствам аналогичные кристаллические материалы, причем изготовление их требует меньших затрат.

Народу с пленками, лентами или слоями, в настоящее время AMC получаются в виде тонких нитей, порошка, чешуйчатых частиц, которые используются либо непосредственно, либо как полуфабрикат. Несомненный интерес представляет собой получение массивных образцов аморфных сплавов, что позволило бы значительно расширить их область применения, однако исследований, посвященных этой цроблеме, пока очень мало. Работы по созданию аморфных материалов с заданными, например магнитными свойствами, также находятся пока в начальной стадии развития. Наиболее благоприятные перспективы получения различных сочетаний свойств AMC обусловлены высокой взаимной растворимостью компонентов в аморфной фазе.

Известно, что в значительной мере свойства аморфных сплавов контролируются прохождением в них релаксационных процессов. От степени прохождения этих процессов зависят воспроизводимость свойств и температурная устойчивость ленточных аморфных сплавов, стабильность свойств материалов, полученных другими способами. Несмотря на достаточно большое количество работ, посвященных исследованию релаксационных процессов, их влиянию на свойства аморфных сплавов, не существует общепринятого подхода к описанию механизма этих процессов, нет достаточных экспериментальных данных по их энергетическим характеристикам.

Исходя из этого в данной работе были поставлены следующие задачи:

1) получение ряда энергетических характеристик релаксационных процессов в аморфных материалах на примере сплавов металл-металлоид, изучение поведения отрелансированных аморфных сплавов;

2) модельное описание релаксационных процессов в аморфных сплавах с использованием этих данных;

3) получение массивных образцов аморфных сплавов, изучение некоторых их физических свойств в сопоставлении с порошковыми и ленточными материалами того же состава.

I. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

I.I. Влияние релаксационных процессов на свойства аморфных материалов

К настоящему времени установлено, что при отжиге AMC происходит изменение их свойств за времена^ намного меньшие необходимых для начала кристаллизации из аморфной фазы / 1,2,10-13 /. Анализ происходящих при этом структурных изменений в сопоставлении с изменением физических свойств проведен в работах / 3,4 /. Согласно этим работам, изменения величины магнитной анизотропии ленточных AMC и ряда других свойств являются результатом изменения атомной структуры, обычно называемой структурной релаксацией. Отмечено изменение целого ряда свойств в результате термообработки:. теплопроводности / 5 /, электросопротивления, поглощения ультразвука при низких температурах. Эти данные являются косвенным свидетельством прохсщдения процессов структурной релаксации. Прямые структурные данные для AMC, по-видимому, впервые были получены в работе / 6 /, а более тщательные исследования на примере сплава ijif Bß выполнены в работах / 7,8 / методом Ems Эти данные позволили представить следующую картину структурных изменений в результате прохождения релаксационных процессов при термообработке: а) расстояние мевду ближайшими соседями и координационное число практически не изменяются; б) сдвиг по фазе пиков функции радиального распределения (ФРР) отсутствует, амплитуда пиков увеличивается; в) в процентном отношении величины первого и второго максимумов ФРР различаются незначительно (на 2-3 %), тогда как максимумы более высоких порядков, включая малый максимум на размытом втором пике, заметно увеличиваются (на 5-10 %); г) отмечено, что для сплавов металл-металлоид в результате релаксации высота второго максимума структурного фактора (- (%■) увеличивается, а "плеча" на этом максимуме уменьшается, в отличие от кристаллизации, когда высота максимума уменьшается, а "плечо" переходит в брэгговский дифракционный максимум; структурная релаксация является, таким образом не началом процесса кристаллизации, а переходом к более устойчивому аморфному состоянию. Отскща автор делает вывод, что структурная релаксация - коллективный атомный процесс, включающий перемещение структурных дефектов на несколько межатомных расстояний, что подтверждается результатами работы / 9 / на сплавах

Достаточно высокая точность метода ЩХО позволила авторам работ / 7,8 / изучить кинетику процесса структурной релаксации.

При этом параметр релаксации

Ь1Г /э с ^ -вектор рассеяния, СУ с , - структурный фактор) выбирался таким образом, чтобы значение возрастало по мере прохождения релаксационного процесса, и уменьшалось с началом кристаллизации, разграничивая эти процессы.

Вию показано, что удовлетворительно описывается уравнением:

К Щ) = к! ¿у, +{)

-- к щЩу

Уравнение скорости релаксационного процесса может быть записано в ввде: = Х)-ехр (-[/¿Г) , где t - время;

Е - энергия активации, принимается Е- ;

С Санл^ , / - относительное смещение. Его решение: ff] где КD - значение X при / =0, а экспоненциальный интеграл: Ei(li) / ~t <=!{:,

1 Если lt /

-(*--*„)/kr » ¿(X-Xa) IkT » i , Та■ = Itf (M./kT).

Это решение совпадает с приведенный в работе /3 0 / для знтраспинай модели процесса структурной релаксации.

Представление энергии активации в виде Е - <L)( представляется разумным в свете модели процесса структурной релаксации как движения большого числа делокализованных структурных дефектов. Действительно, в этом случае эффективная энергия активации должна расти по мере увеличения устойчивости системы, а так как межатомные расстояния существенно не изменяются, то Е должна быть линейной функцией относительных смещений атомов, отражаемых

Следует отметить, что структурные дефекты в AMC не могут быть четко выделены, как в кристаллических сплавах, из-за структурной поливариантности (возможности множества представлений). Все же в работе / 14 / такая попытка делается. Из результатов работ по моделированию структуры AMC известно, что в AMC могут существовать кластеры из 10-20 атомов, имепцие либо высокую симметрию и слабо деформированную структуру, либо низкую симметрию и еильнодеформированную структуру. Как раз последние и считаются структурными дефектами. Было показано, что эти дефекты могут являться не только расширенными областями низкой плотности ("л-типмХ но и сжатыми, высокой плотности ("р-тип"). И в том, и в другом случае существует сильное поле сдвиговых напряжений.

Парциальные ФРР от них выглядят одинаково, но имеют сдвиг по фазе. Результирующая ФРР имеет более размытый расщепленный второй максимум. Аналогичные картины получены на AMC различных составов / 15 и в работах по моделированию процесса структурной релаксации / 16 /. Возможно, эти особенности являются общими для веществ с хаотичной плотной упаковкой атомов, характерной для АМС.:

Автор работы / 4 / показал, что частота диффузионных перескоков, вычисленная по величине вязкости ^ с использованием уравнения Эйнштейна - Стокса, больше частоты, вычисленной по велиры стеклования ¡д связана с прохождением процессов структурной релаксации, он делает вывод, что в процессе структурной релаксации происходит аннигиляция или рекомбинация структурных дефектов типа п ир". " и

Движением структурных дефектов может быть объяснен ряд свойств AMC / 4 /. Если предположить, что диффузионное движение дефектов контролируется потенциальными барьерами намного большей величины, чем барьеры локальных смещений в пределах нескольких межатомных расстояний, тогда последние можно считать ответственными за процессы внутреннего трения / 17 / и магнитное последействие. Более того, локальным перемещением дефектов мохут быть объяснены низкотемпературные аномалии физических свойств, обычно обсуждаемые с привлечением модели двухуровневых туннельных состояний /18,19 /. Результаты по измерению удельной теплоемкости £р(Т) сплавов Учитывая, что ^ вблизи температупри X = 80, 60, 40,

30, 20, 0 / 20 / показывают, что Ср. состоит из трех частей: dp itM + f¿ , где - электронная составляющая,

С м - магнитная (очень шла) и С^ - фононная. Вше Ю°К фо-нонная составляющая (Т) существенно отклоняется от дебаев-ской модели.

К сожалению, из-за сложности модельных представлений структурных дефектов,количественные оценки влияния структурных изменений в процессе релаксации на измеряемые в эксперименте свойства настолько затруднены, что не позволяют провести проверку этого подхода.

В работе / 27 / сообщалось об изучении процессов структурной релаксации методом аннигиляции позитронов. Считая возможными следующие два механизма структурной релаксации - гомогенизацию локальных неоднородностей, образовавшихся при закалке, или упорядочение с образованием кластеров - авторы склоняются ко второму, основываясь на увеличении времени жизни позитронов при отжиге AMC (гомогенизация приводила бы к уменьшению его). Рассматривается сходство эффектов с переходом в упорядоченное состояние кристаллических сплавов./ 28 /. Авторы предполагают, что при низкотемпературном отжиге образуются кластеры, задерживающие позитроны, аналогично начальной стадии образования зон Гинье-Престона. При увеличении температуры отжига (выше ) области напряжений вокруг кластеров исчезают.

Процессы структурной релаксации изучались с применением целого ряда друтих методов. Рассмотрим некоторые из них. В работах X. С Лена с сотрудниками основным является метод дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК). В работе / 22 / при изучении полученных закалкой из жидкости сплавов P<J V/ Р и PJ tw Si показано, что на кривых зависимости удельной теплоемкости Ср СП имеются два различных максимума -с низкой и высокой энергией активации. Релаксационный спектр является температурной зависимостью разности удельных теплоемкое-тей отрелансированного и исследуемого образцов аморфного сплава. Энергия активации максимума в низкоэнергетичной части спектра ~ 22 ккал/моль, интенсивность этой части спектра падает с уменьшением скорости охлаждения при закалке из жидкости. Теплоты релаксации согласуются со значениями, полученными с использованием энтропийной модели вязкого течения. Выше Ср(Т ) как исходных, так и отожженных образцов стремятся к одному значению, причем в отожженном состоянии проходят остаточные релаксационные процессы (рис.1, 2). Последнее свидетельствует скорее всего либо о неполном отжиге, либо о частичной закалке (как будет показано в гл.П). В случае высокотемпературного экстремума не отмечено четкой зависимости от скорости нагрева. Показано, что с уменьшением скорости охлаждения уменьшается величина отношения интенсивности низкотемпературной части спектра к интенсивности всего спектра (отношение площадей под кривыми СР(Т)). Эти данные позволили авторам предположить наличие двух различных механизмов структурной релаксации в АМС. Это согласуется с измерениями структурно. чувствительных свойств: электропроводности, коэрцитивной силы, прочности; например электропроводность АМС вначале падает, а затем возрастает с повышением температуры отжига / 23 /. Уменьшение отношения интенсивности низкотемпературной части спектра к интенсивности всего спектра при понижении скорости охлаждения может свидетельствовать, по мнению авторов, об усилении кооперативного характера перестроек при понижении температуры в интервале выше Т^ , что согласуется с моделью вязкого течения, основанной на теории свободного объема / 24 / и конфигурационной энтропии / 25 /. т //оо 500 бДР Т(К)

Рис.1. Температурная зависимость удельной теплоемкости исходных Т—) и отожженных (----) образцов сплавов^

77 5 ^16,5 Си й (а) « (/Ум Швм ) 8В Рго, «>' скорость нагрева - 20 град/мин / 22 /.

2Д 1 $1* У

Ю Шп о 2. 0 «-+»>

П Ьп

Д 80—»—

40Й Ш 500 550 600 Ш

Рис.2. Разность удельных теплоемкостей отожженного и исходного образцов сплава при различных скоростях нагрет / 22 /

В работе / 26 / на примере сплава Р<=/ Си 5/ изучалось влияние прокатки на интенсивность релаксационных спектров. Показано сходство спектров образцов до и после обработки, за исключением низкотемпературного пика цри 400°К, энергия активации которого ~35 ккал/моль. Интенсивность релаксационного спектра прямо пропорциональна степени деформации.

На рис.3 приведены зависимости &[р(Т) - разности удельных теплоемкостей образцов в исходном и деформированном состояниях. Автор считает, что область сдвига в АМС при прокатке локально нагревается до или выше Тд , а затем закаливается до комнатной температуры при снятии нагрузки. Низкотемпературная релаксация может быть объяснена локальными атомными перестройками, ответственными за перегиб на релаксационных кривых Е( Т) вблизи Ю0°С ( [ - модуль Шга).

В работе / 29 / достаточно подробно рассмотрена кинетика процессов структурной релаксации с использованием метода ДСК. (Использовался прибор Регк ¡п -ЕСтег дск-2, стандартная скорость нагрева 40 град/мин).

Образцы ленточных АМС Р/9 & В и были подготовлены следущим образом.

В серии "А" проводилась предварительная подготовка образцов к отжигам. Свежезакаленные образцы нагревались до Т - Тд -20°С (680°К для сплава Ре^'РВМ и 660°К для сплава Р&), выдерживались в течение одной минуты и охлаждались со скоростью 40 град/мин в приборе ДСК. Затем образцы подвергались различным отжигам.

В серии " Ц " термообработке (различным отжигам) подвергались свежезакаленные образцы. После термообработки проводилась съемка образцов на ДСК, затем охлаждение до комнатной температуры со скоростью, равной скорости нагрева при съемке, далее смака повторялась

Рис.3. Разность удельных теплоемкостей деформированных прокаткой (степень деформации & =0,3) и исходных образцов сплава ш (а). съемка при скоростях нагрева 20 (I), 40 (2) и 80 (3) град/мин (пунктиром обозначен . спектр исходного образца, снятый при скорости нагрева 20 град/мин с уменьшенной в 5 раз амплитудой); б) релаксационные спектры деформированных прокаткой образцов (при различшвс £ }, снятые при скорости нагрева 40 град/мин / 26 /. для получения контрольной кривой. В этих опытах в качестве контрольного, таким образом, использовался неполностью отрелаксиро-ванный образец, так как скорость охлаадения 40 град/мин от для этой группы сплавов является закалочной.

На рис.4 представлены температурные зависимости удельной теплоемкости сплава FeMfP BRL после отжигов при 380°К, 460°К и 540°К. На кривых Ср(Т) (рис.4а) заметно, что кривые образцов серии " Cj " отличаются от контрольной эндотермическим пиком выше температуры отжига и широким экзотермическим, следующим за ним. Автор интерпретирует этот результат релаксацией AMC в более устойчивое состояние, а эндотермический пик - стабилизацией низкотемпературным отжигом части релаксационного спектра. Эндотермические пики видны и на кривых Ср(Т) образцов серии "А" (рис. 46).

На рис.5 представлены температурные зависимости изменения удельной теплоемкости А Ср(Г)f относительно контрольного образца сплава образцов после термообработки (отжигов), серия

А". На кривой Л Ср (Т) образца, отожженного при 453°К в течение 90 час виден пик, соответствующий точке Кюри Тс = 439°К и пик при 545°К (рис. 5а). Последувдие нагрев до 523°К и выдержка в течение 2 мин убирают большую часть спектра, связанную с предыдущим отжигом. Отжиг при более высокой температуре 573°К в течение 30 мин приводит к исчезновению предыдущих пиков и на кривой остается лишь пик, соответствующий высокотемпературному отжигу (рис. 56). Последующий отжиг при 523°К в течение 30 мин приводит к кривой АСр (Г) с двумя накладывающимися ликами, соответствующими высокотемпературному и низкотемпературному отжигу. Температура Кюри также изменяется: Тс^ = 439°К, Тсг = 434°К, = 437^0, Те„ = 441°К соответственно. Автор считает, исходя из полученных результатов, низкотемпературные отжиги обратимыми по влия

Рис.4. Температурная зависимость удельной теплоемкости сплава (Ре 0;5 N¡0,5)15 Р^ВвМз а) серия " " ( Те. - точка Кюри. ):

----- свежезакаленного,

--контрольного образца-,

------ после отжига при 380ГК в течение 120 час,

------— после отжига при 460¡5С в течение 140 час,

---------после отжига при 540^ в течение 90 час. б) серия "А" / 29 /.

Рис.5. Температурная зависимость изменения удельной теплоемкости относительно контрольного образца сплава К чи Л/гчо В в (серия "А"): а) - - после отжига при 453°К в течение 90 час,

--------. после отжига при 523°К в течение 2 мин;

3) ----после отжига при 573°Е в течение 30 мин,

-----после отжига при 523°К в течение 30 мин / 29 /.

-о I с: о ас а.

Со <

0Л"-о .

В.

Тс т ч

-"Ч N и /7 х. \ V Ж т

Рис.6. Температурная зависимость изменения удельной теплоемкости относительно контрольного образца (а) и соответствуйте температуры Кюри Т£, (б) сплава Fe.ua М(ип Р/и К а по^ве^гн^того циклическому отжигу в интервале ьнию на релаксационный спектр, а структуру образцов серии "А" рассматривает как псевдоизоконфжурационную.

По данным этой же работы на рис.6 представлено изменение точки Кюри сплава ТеЖРВ при циклическом отжиге между 523°К и 573°К и соответствующее изменение кривых А Ср (Т) . в этих опытах образцы серии "А" сначала отжигались при 523°К в течение 30 мин (кривая I), затем при 973°К также в течение 30 мин (кривая 2). После этого сплав охлаждался до 523°К и цикл повторялся.

Отмечены следзущие особенности: I) каждый нагрев до 573°К приводит к уменьшению на~4°К температуры Кюри, исчезновение низкотемпературной части спектра; 2) каждое последувдее охлаждение до 523°К восстанавливает низкотемпературную часть спектра (кривая 3), а температура Кюри увеличивается на ~ 4°К; 3) каждый последующий отжиг при 573°К приводит к постепенному увеличению интенсивности релаксационного спектра и повышению Те (кривые 2,4). Таким образом, изменения Та при циклическом отжиге лишь кажутся "обратимыми", фактически же Тс повышается в конце каждого высокотемпературного отжига (кривые 2,4,6) на постепенно уменьшающуюся величину. Обратимое поведение Тс автор ожидает при циклическом отжиге вблизи Ц / 30 / (заметим, лишь в случае достаточной скорости охлаждения). Как показано ниже (гл.Ш, описанные результаты связаны, по-видимому, не с циклическим отжигом, а с циклической пере закалкой после отжига.

В ряде других работ изучение кинетики процесса структурной релаксации в аморфных сплавах с использованием метода ДСК проводилось на образцах, отожженных при температурах вблизи Ту , и результаты объяснялись существованием спектра времен релаксаций с учетом зависимости времени релаксации от возможных атомных конфигураций. Например, в работе /31 / сплав /Ц.у^' нагревался до 6Ю°К в течение одной минуты, затем охлавдался до Тд =583°К со скоростью 20 град/мин (предварительная обработка, контрольный образец, рис.7а - Ср(Т) этого образца). Кривая СрСГ) отожженного затем при 540°К в течение одного часа образца (рис.76) имеет ярко-выраженный пик вблизи Тд 9 увеличение же времени отжига до 50 час приводит, по мнению автора, к равновесному состоянию - на кривой Ср(Т) (рис.7в) наблюдается крупный пик, а вся кривая сдвигается на Ю°К в сторону высоких температур.

Отжиг при значительно более низких температурах выявил еще один релаксационный процесс. Результаты этих опытов с отжигом при 420°К в течение 16 и 500 час цредставлены на рис.8. Кривые ДСК нагрева и охлаждения образцов имеют гистерезис вблизи Т^ , что наблюдалось и в опытах со многими неорганическими стеклами. До 420°К кривые СР(Г) контрольного и отожженных образцов совпадают, затем на последних вдет эндотермический пик, и далее кривые также совпадают при температурах ниже Тд . Отмечено, что эндотермический пик на кривых Гр(Г) отожженных образцов начинается на ~ юо°К ниже темпе/ ратуры гистерезиса. Отсщца автор делает вывод, что Ср(т)вблизи 420°К зависит от термической предыстории образца и состоит из конфигурационной и колебательной частей.

В случае отжигов при температуре намного ниже Т^ ход кривых Ср(Т) вблизи Тд не изменяется. Кроме того, в этой работе показано, что независимо от времени отжига эндотермический пик наблюдается вблизи Ту , а величина и температура максимума пика непрерывно возрастают пропорционально логарифму времени отжига, что может свидетельствовать о непрерывности релаксационного спектра.

На рис.9 цредставлены кривые Ср(Т) свежезакаленного образца сплава Л//32 ^го » контрольного и после отжига при 380°К в течение 210 час. В результате отжига на кривой Гр(Т] появляется

Рис.7. Температурная зависимость удельной теплоемкости образцов сплава РП N132 Ргъ а) -— контрольного образца, нагретого предварительно до 610К в течение I мин и охлажденного со скоростью 20 град/мин; б) ----отожженного при 540К в течение 50 час; в) ------ отожженного при 540К в течение I часа / 31 /.

Рис.8. Температурная зависимость удельной теплоемкости образцов сплава Р^Л//зг Рго 1 - контрольного; б) ---- охлажденного в окрестности Та с контролируемой скоростью; 0 в) — —.— - после отжига при 420К в течение 500 час / 31 /.

Рис.9. Температурная зависимость удельной теплоемкости образцов сплава РЛн&ь1гзг Рго а )---контрольного; б) свежезакаленного: в) ----- отожженного при 380К в течение 210 час / 31 /. эндотермический пик выше температуры отжига и экзотермический лик, накладывающийся на кривую свежезакаленного образца.

Таким образом, заключает автор, низкотемпературные релаксационные процессы идут даже в образцах аморфных сплавов, медленно охлажденных в температурном интервале вблизи Ту . При этом о относительное изменение энтальпии и плотности составляет 10 , а электросопротивления и температуры Кюри ~ 10~2. Обсуждается ряд особенностей этого процесса: а) низкотемпературный отжиг приводит к появлению эндотермического пика выше температуры отжига на кривых Ср(Т) $ амплитуда и температура максимума которого имеют логарифмическую зависимость от времени отжига; отсюда вытекает предположение о существовании непрерывного релаксационного спектра, в котором каждая релаксация проходит независимо и некооперативно, хотя перераспределения атомов внутри кластеров могут быть кооперативными; б) на кривых Ср(Т) образцов аморфных сплавов, отожженных вблизи , имеются релаксационные эндотермические пики, относящиеся к нелинейным кооперативным процессам.

Можно предположить общность механизмов описанных релаксационных процессов, считает автор, учитывая непрерывность низкотемпературных процессов и длительность времен отжига, необходимых для их прохождения.

Результаты изучения релаксационных процессов методом ДСК достаточно хорошо согласуются с полученными другими методами, в частности дилатометрическим, использованными в работах / 32,33 /.

В одной из них / 33 / для проведения опытов Ш Вго были изготовлены методом спиннингования. Толщина ленты ~30 мкм, ширина 0,8 мм. Благодаря высокой чувствительности дилатометрического оборудования длина образца не превышала I см, что обеспечивало поддержание заданного температурного режима. Нагрев образцов осуществлялся в печи с контролируемой скоростью нагрева, скорости нагрева изменялись от 1,5 град/мин до 160 град/мин. Начальная нагрузка 0,3 Н/мм2, меньше на порядок, чем обычно, чтобы уменьшить течение при высоких температурах.

На рис.10 показано, что изменение длины перед кристаллизацией, соответствувдее низкотемпературной релаксации в аморфном образце, зависит от скорости нагрева. Нагрев с малыми скоростями, соответствующий квазиизотермическому отжигу, сопровождается относительно большим уменьшением избыточного объема, даже при достаточно низких температурах.

При средних скоростях нагрева на дилатометрических кривых обнаруживаются хорошо выраженные минимумы с энергиями активации 0,8 е(/ и 1,4 Ы (энергии активации определены по сдвигу точек при разных скоростях нагрева).

Кривые термического расширения для образцов сплава Ре^М/^В^ после нагрева до разных температур и последующей закалки представлены на рис.11. Закалка осуществлялась от температур ^ и Тё до комнатной. Как показано на рисунке, структурная релаксация начинается от комнатной температуры. Необратимые изменения в областях вблизи 7/ и (рис.10) показывают, что процессы структурной релаксации приводят к более устойчивому стеклообразному состоянию с большей плотностью и меньшей энергией.

Следует отметить, что для сплава У/^ Вго доля свободного объема^"замороженная" при закалке из жидкости, почти равна изменению объема при кристаллизации, т.е. 0,45 %. Иначе говоря, изменение объема при переходе из неотрелаксированного состояния в отрелаксированное такое же, как при переходе из аморфного в кристаллическое состояние. Таким образом, как показано в работе / 33 /, низкотемпературная релаксация характеризуется достаточно большим изменением размеров образца, происходящим за счет отжига избыточного объема, а также двумя минимумами на дилатационннх ш Щ

Рис.10. Термические дидатационные кривые Щ /С ) закаленного . МЮ {е^ц а/гцц В го Д^ разных скоростей нагрева: а - 1,5 град/мин; в - 2,5 град/мин; с - 10 град/мин; а - 4и^рад/шш; е - образец, предварительно нагретый до 673чСсо скоростью 40 град/мин, а затем закаленный до комнатной температуры, повторная скорость нагрева 40 град/мин. Тц и Т? - температуры минимумов на дила-тавдонных кривых, Тс - температура Кюри, Тх - температура начала кристаллизации / 33 /.

Г Ч

Я сэ

Т(К) Ш

Рис.11. Тершческие дилатационные кривые закаленного сплава , ч г£ча А//1,0 Вга „ . а) неотрелаксированный образец; скорость нагрева 1,5 град/мин; б) частично отрелаксированный; с) "полностью" отрелаксированный.

Та и Ш температуры, от которых производилось быстрое охлаздение до комнатной температуры / 33 /. кривых, которые, возможно, отражают композиционное упорядочение.

В работе / 32 / установлено, что при нагреве до Ту и охлаждении до комнатной температуры, модуль Юнга Е сплава Си возрастает на 7 %\ после кристаллизации £ увеличивается на 30 %. В то же время плотность этого сплава возрастает соответственно на 0,3 % и 1,5 %, Таким образом, значительное изменение модуля Юнга является следствием не только уплотнения, но и перераспределения дефектов или изменений ближнего порядка в процессе структурной релаксации.

В процессе релаксации изменение Е было логарифмическим по времени: л£-а^^ * $ , где я и Ь> - постоянные, зависящие от температуры отжига и начальных условий. Это соотношение выполняется для температур до 770°К (для сплава \ и для времен отжига до 82 час. Отжигом при высоких температурах, например 500°С, оказалось возможным почти полностью отрелаксиро-вать сплав и получить значение "насыщения" для • При 500°С это значение сохранилось около 90 сек, презде чем начиналась кристаллизация. Модуль Юнга закристаллизовавшегося образца был на II % больше, чем отрелакеированного, и на 20 % больше, чем свежезакаленного.

Авторы считают, что природа структурных дефектов в аморфных сплавах и их поведение при отжиге пока не ясны. Моделирование методом молекулярной динамики / 34 / показало, что дефекты, аналогичные вакансиям в кристаллической решетке, очень неустойчивы. Согласно/35 / эти дефекты могут рассматриваться как локальные области, где ближний порядок отличается от ближнего порядка "идеального" стекла. Существование таких участков может быть связано с некоторым избытком свободного объема. В цроцессе структурной релаксации число этих областей уменьшается и свободный объем перераспределяется. Поскольку исчезновение отдельной такой области не требует аннигиляции какой-то части свободного объема, можно получить значительные изменения физических свойств при малом изменении плотности стекла или вообще при неизменной плотности. Согласно / 36 / дефекты, дающие вклад в изменение Е - это подвижные области свободного объема. В качестве приближения можно считать, что относительное изменение £. пропорционально той доле таких областей, которая отжигается. По данным авторов для сплава (м^ Хц0 энергия активации релаксации изменяется от 0,8 в свежезакаленном состоянии до 1,8 е« в отрелаксированном сплаве. Последнее значение значительно ниже, чем энергия активации кристаллизации.

В ряде работ изложены результаты по изучению релаксационных процессов методом внутреннего трения / 37-39 /.

В работе / 38 / на сплаве /¿^^'звР/г показано, что в свежезакаленных образцах идет несколько процессов с близкими временами релаксации. Замечено, что структурные релаксации, подчиняющиеся закону Аррениуса, дают сравнительно острые пики поглощения с малым набором (или узким спектром) времен релаксации на кривых зависимости логарифмического декремента затухания от температуры.

Авторы работы / 37 / различают следующие типы релаксационных процессов: релаксации в процессе отжига; явление перекрывания после облучения, холодной обработки или закалки; обратимые релаксации, при которых внутреннее состояние вещества релаксирует в исходное состояние после снятия внешнего воздействия. Сюда относятся: неупругое поведение металлических стекол из-за наличия точечных дефектов, атомов примесей, а так же магнитшеханические ( эффект) и термоупругие релаксации.

Имеется довольно большое количество работ по изучению поведения аморфных сплавов при нагреве с использованием метода электро

0 40 520 7°£

Рис.12. Температурная зависимость относительного электросопротивления сплава \/л Ъщ во время разных циклов нагрев ^ охлаждение:

• - нагрев, х - охлаждение, а - изменение направления в цикле / 41 /. сопротивления.

Температурный коэффициент электросопротивления аморфных сплавов ß ^Y^T'-jy ( - удельное электросопротивление при комнатной температуре) близок к J& для жидких сплавов соответствующих составов, а величина электросопротивления близка к электросопротивлению жидких сплавов соответствувдих составов, экстраполированному в область существования AMC

В работе / 40 / показано, что структурная релаксация сплава РJso S//(? сопровождается уменьшением электросопротивления. Это уменьшение составляет £ 0,5 % для различных режимов термообработки. Авторы работы / 41 / использовали дифференциальный метод, предложенный в / 40 /, для измерения температурной зависимости электросоцротивления сплавов Р^вд-хЪ $48 (0 4z X £ 6) и зависимости электросоцротивления от степени прохождения структурной релаксации. Для измерений использовались ленточные образцы толщиной 15* 40 мкм, полученные методом спиннингования. Четырехточечным методом замерялось изменение электросопротивления относительно j^. Точность измерений составляла 0,03 %. Температура измерялась с точностью до +1°С при помощи хромель-алшелевой термопары, расположенной вплотную к поверхности образца. Электросопротивление измерялось цри циклическом изменении температуры образца; чередование нагревов и охлаждений производилось в следующих температурных интервалах: /зо°С120°с] , [вО°С ^ 220°с] , fl00°c^r300°cl. В серединах этих интервалов температура изменялась с постоянной скоростью 6-7 град/мин, за исключением сплава P^iß fygVß , для которого скорость изменения температуры была 12,5 град/мин. В конце третьего цикла образец нагревался до температуры начала кристаллизации. Кристаллизация проявляется на кривых температурной зависимости электросопротивления в виде резкого падения электросопротивления.

Зависимость §(Т) , имеющая ¡^Ц и зависимость / от степени прохождения структурной релаксации в сплаве /8' очень похожи на описанные в / 40/ зависимости для сплава

Р^ $¡¡2 . В первом цикле "нагрев-охлаждение" [30°С^г 120°с] электросопротивление изменяется линейно и обратимо. Однако во втором цикле (2*-*3-*4) (рис. 12а) электросопротивление при охлаждении (3-^4) уменьшается на ~ 0,3 % относительно кривой нагрева (2 -^3). Это уменьшение необратимо, и его наличие отражает прохождение структурной релаксации. При третьем нагреве (4-^5) £(г) обратимо между 80°С и 220°С. При нагреве образца от 220°С до 300°С дальнейшее прохождение релаксации приводит к дальнейшему уменьшению электросопротивления на^0,4 %, как видно из кривой охлаждения (5-^6).

В работе / 43 / методом электросопротивления изучались сплавы йик£! и Р<Ши$.( . Аморфные фольги получены закалкой между теплоотводящими пластинами. Средняя толщина фольг ^ 20 мкм. Из них были вырезаны ленты размером 4x20 мм. Для измерения электросопротивления использовался обычный четырехточечный метод. Измерения проводились непрерывно от 280°К до 800°К со средней скоростью нагрева 5 град/мин. Максимальное расхоадение в значениях $ от образца к образцу составляло +10 %. Расхождение это появлялось за счет неточностей в измерении геометрических параметров образцов. Для сплавов 15 - % — 25, температурные коэффици

3 л т енты сопротивления имели значения ~ -10 град для нерелаксироя —т ванных образцов и ^ -10 град для отрелаксированных.

В свежезакаленном образце сплава Рс1 , как показано на рис.13, происходит необратимое уменьшение $ при нагреве выше 350°К. Отжиг при Тд уменьшает £ на ~ 2 %. Температурный коэффициент сопротивления возрастал от ^1,5-Ю""4 град"1 в неотредвксированном состоянии (ниже Тд ) до ^4 х I0"4 град"*1 в от-релаксированном при Ту .

При измерении величины приведенного электросопротивления ( fi„ - электросопротивление при комнатной температуре) цри нагреве со скоростью |// =1,4 град/мин и = 2,8 град/мин аморфных лент сплава Fe^A/j^ В20 получены кривые, представленные на рис.14. При Т*- Ткр зависимости К/¡f0 (Т) совпадают, при Т>Лср при m°0 âfî/fa) = 0,02 / 44 /.

Для аморфных лент сплава Figg В-fa Ç/'-fû * как показано в работе/45 /, различие величин удельного электросоцротивления свежезакаленного и отрелаксированного образцов составляет 50 мком•см при комнатной температуре (соцротивление свежезакаленного выше). После нагрева выше температуры кристаллизации (до 600°С) со скоростью 1,5 град/мин сохраняется различие J образцов (исходного и после отжига при 420°С в течение 100 час), àf = 20 мком-см, как показано в работе / 46 / для сплава FtSliQ.

Изменение электросопротивления при циклической термообработке может быть объяснено прохождением структурной релаксации, поскольку, во-первых, все образцы в течение эксперимента оставались рентгеновски аморфными, а во-вторых, температурный коэффициент электросопротивления на обратимых участках фактически не зависел от нагрева (охлаждения). Это поведение согласуется с точкой зрения / 36 / о разделении термического и конфигурационного вкладов в электросопротивление f(T, нанф. ) = S(T) +

В работе / 46/ показано, что удельная теплоемкость Ср свежезакаленного аморфного сплава pJ Ни Si выше, чем кристаллического, а теплопроводность ^ ниже. Для измерения теплофизических величин использовался импульсный метод.

Рис.13. Температурная зависимость удельного электросопротивления сплава Р^ ни-ь/ в разных структурных состояниях. Т9 и 73с - температура стеклования и начала кристаллизации соответственно / 43 /.

Рис.14. Температурная зависимость приведенного электросопротивления сплава Ре М; В. , при скошстях нагрева 1,4 град/мин и 2,8 град/мин / 44 /.

Высокая структурная чувствительность магнитных свойств и зависимость от них эксплуатационных; характеристик изделий из аморфных сплавов определили интерес многих исследователей к изучению влияния термообработки на магнитные свойства аморфных сплавов металл-металлоид. К настоящему времени установлено, что при изотермических отжигах точка Кюри Тс при увеличении времени отжига вначале повышается, а затем приближается к постоянному значению. Было также обнаружено, что чем выше скорость закалки при получении АМС, тем ниже его Тс. . Холодная деформация расширяет интервал превращения при Тс /51/.

Изменения <С с изменением температуры отжига оказались обратимыми / 48,49 /. Отскща следует, что при отжиге осуществляются обратимые структурные перераспределения, аналогичные процессам перехода порядок беспорядок в кристаллических сплавах / 48-50/.

В работе / 52 / рассмотрено влияние термообработки на магнитные свойства сплавов Ft /£/$/ . Ленточные АМС /^/Ц^/^ Рс17$ §/$ изотермически отжигались при 530, 560, 615 и 660°К. Времена отжига изменялись от 0 до 226 час.

В результате отжигов намагниченность насыщения не изменялась в пределах ошибки измерений. Отсвда автор делает вывод,что количество включений Те в матрице остается неизменным. Магнитный гистерезис и магнитная анизотропия в плоскости ленты оставались неизменными. Значит, отжиг не снимает напряжений, возникших при закалке. Неизменность эффективного магнитного момента свидетельствует о том, что структурная релаксация не влиявремени отжига-об увеличении координационного числа /48-51/.

Таким образом, структурная релаксация в этих сплавах проходит как перестройка топологического ближнего порядка с увеличением ет на координационное число Pa~Tt, а повышение Тс с увеличением магнитных флуктуации.

Исследование магнитных свойств сплава ^а 5/ В / 53 / показало, что кривые зависимости величин коэрцитивной силы и магнитного момента от температуры отжига Не (Тот)и у^ (ТогЖ.)шлеш экстремумы в районе температур отжига 250-300°С. Эти экстремумы обусловлены стабилизацией границ доменов вследствие обратимого композиционного упорядочения. Применялись два способа охлаждения после отжига: медленное (скорость охлаждения 5 град/мин) и быстрое (закалка в воду). Быстрым охлаждением подавлялись процессы стабилизации границ доменов.

Отжиг выше 250°С приводит к уменьшению Не и увеличению при обоих способах охлаждения, но значительно большие изменения свойств наблюдаются при закалке в воду. Это позволило авторам предположить, что проходящая структурная релаксация (топологическое упорядочение) приводит к улучшению магнитных свойств. Отжигом выше Тц с последующим быстрым охлаждением удавалось получать Ни - 4 мэ> и у^5-104.

В работе / 54 / изучались магнитные свойства вануумноосазден-ных аморфных пленок сплавов системы РеНоНг . Пленки состава й/> были подучены электронно-лучевым напылением на подложку, находящуюся при комнатной температуре. Плотность пленок, равная 7,9т8,2 г/см3 близка к плотности чистого железа (7,87 г/см^. Сплавы с содержанием висмута 20 % кристаллизуются при температуре около 800°К (скорость нагрева 10 град/мин). Намагниченность насыщения аморфных пленок измерялась с помощью вибрационного магнетометра. Уменьшение Н^ с ростом температуры в этих пленках немонотонное: вблизи 35ОК и 550К при скорости нагрева 2 град/мин на кривой ^(г) имеются небольшие участки, на которых не убывает с ростом температуры. Такой ход зависимости М$(Т) вблизи 350К и 550К может быть, по мнению авторов, проявлением структурной релаксации, которая не вызывает существенных изменений свободной энергии и поэтому не заметна на кривых ДСК. Эта структурная релаксация приводит к более сильному взаимовлиянию соседних атомов железа, а следовательно и к увеличению //$ , усилению обменного взаимодействия. (Тс. для этой системы ~ 104СЗК, что превышает температуру кристаллизации из аморфной фазы).

В работе / 55 / приведены результаты измерения М$(Т)%яя. аморфных сплавов системы FeB.11 , полученных методом спиннинго-вания (рис.16). Обнаружено' заметное увеличение М (Т/Тс) при замене бора углеродом.

Температура Кюри для сплавов; ^дВ^ - 533°К, ^¿¿ВдЬ ~ 584°К.

В работе / 21 / эффект Мёссбауэра в парамагнитных фазах ва-куумноосавденных аморфных пленок сплава и в полученных методом спиннингования аморфных лентах сплава А^ Вщ был использован для исследования структурного механизма релаксации. Мёссбауэровский спектр аморфных пленок сплава У//^ , уширяется после отжига при Ю0°С; уширение спектра наблюдалось также после отжигов аморфной ленты сплава В £/' при Ю0°С и 250°С. Уширение спектра, по мнению авторов, происходит за счет изменений в ближайшем окружении атомов железа, к которым приводят смещения атомов других компонентов. Квадрупольное расщепление становится малым благодаря возникновению при отжиге топологического упорядочения как для пленок У/"£2 , так и для лент 55/'. На рис.17 приведены кривые интенсивности рассеяния рентгеновских лучей пленками По мнению авторов^ структурная релаксация аморфных сплавов "металл-металлоид" идет в две стадии: первая, ниже 250°С-сближение атомов металлов; вторая - выше 250°С - предкристаллиза-ция, определяющаяся движением атомов металлоидов.

Рис Л 5. Температурная зависимость намагниченности насыщения аморфных пленок сплава РеСоВ/. а.8 о.б ом 0.2 о

Рис. 16. Приведенная намагниченность как функция приведенной температуры М/Мъ (Т/Гс) для АМС системы Те ВС. ък, 0.6 (т/тА к? ^ о ¡с «о

3 и а: си Iз:

Ъакцп

Тогх=/50Т

50 40 28

30

Ввс.17. Рентгеновские сплава тограммы аморфных пленок

Рис.18. Отношение свободной энергии Гиббса при температуреТ в потенциальном минимуме глубиной и , ь- (Ы, т) к свободной энергии Гиббса при температуре т „в самом глубоком потенциальном минимуме Ыа , ь(Ц0 / Л /57/. '

Разделение стадий соответствует разделению релаксационных процессов на низко- и высокотемпературные, отделяемые друг от друга переходом при Тд . Ниже рассмотрено описание возможного механизма этого перехода / 56,57 /.

Согласно ряду работ, например, / 58,59 /, в стеклообразувдих расплавах возможен переход со скачком теплоемкости при некоторой температуре Тг . сходи® о переходами второго рода по Эревфесау (кинетическим выражением которого на кривых температурных зависимостей физических свойств и является Тд ). Можно предположить, что вблизи Тд стеклообразувдий расплав может быть описан как ансамбль структурных или кинетических единиц, находящихся в одном из минимумов потенциальной энергии в многомерном пространстве атомных координат. Каждый из минимумов характеризуется глубиной и и числом возможных состояний -Л- (¿/) (-П-Ш) - непрерывная возрастающая функция). -Я-(и) состоит из колебательной и конфигурационной составляющей. Для получения согласия о экспериментальными данными об изменении энтропии в интервале 0°К -/ 62 / следует предположить зависимость и колебательной составляющей от И (в отличие от работы / 59 /), то есть от того, в каком минимуме находится система.

Тоща д Ср , по которому и определяется Зм , может кроме чисто конфигурационного вклада включать а) Д Ср^ , определяемый фиктивной температурой данного состояния, связанный с количеством степеней свободы (например, колебательных) структурных или кинетических единиц в определенном минимуме потенциальной энергии системы; б) А £/> ", определяемый степенью ангармоничности колебаний в данном состоянии.

Для существования указанного перехода при Тг. свободная энергия С- ( Ц, Т) должна иметь вид, представленный на рис Л 8 - монотонно возрастать с увеличением М при ; при Т-Тг

С- ( и ) имеет горизонтальный тангенс при И~ио ; цри Т>Т% минимумы (г (11?Т) находятся при все больших значениях (А с возрастанием Т . Если принять, что колебательные свойства системы в каждом минимуме описываются дебаевским спектром с характеристической частотой ^ п» , зависящей от Ц , то выражение для свободной энергии Гельмгольца может быть записано следующим образом: т

Т / Ш. где Ц у■ - дебаевская составляющая. Для такой модели проще использовать в качестве параметра р™ , а не . Минимум

ГУи определяется условиями:

- О (2), т

-Ы >0 (3) и соответствует минимуму Ц .

При дифференцировании получаем (подробнее в приложении I):

Г\ II + Ь =0 или -у ; -у-А = (4), где - дебаевская колебательная энергия. Вторая производная может быть записана как: где ((¡уд - дебаевская теплоемкость, ущ уменьшается с переходом к состояниям с повышенным Й , отрицательная, ¿у равна нулю при

Т = 0°к и увеличивается с температурой. Это означает, что условие (2) выполняется при достижении критической температуры Тг . Как показано в / 60,61 /, дебаевская характеристическая температура В= , и можно принять и ото** = - (5),

Ъ2Ц {б) >0 •

Приводящие к переходу второго рода условия показаны на рис.19, для Т*-Т2 Гу мала, не удовлетворяет условию (5), и система находится в минимуме ив . По достижении система переходит в менее глубокий минимум II , так как колебательная составляющая энтропии дает стимул для компенсации увеличения потенциальной энергии. Общая энергия системы:

Е--Ы+Е^ (т). а общая теплоемкость:

Р ,

В классическом приближении = 0, а «у V - колебательдУт 7 ная теплоемкость аморфного материала. При имеется скачок иу^, и при понижении температуры наблюдается уменьшение только колебательной теплоемкости. Согласно принятой модели: а) разность энтро-пий образцов в различающихся структурных состояниях должна уменьшаться при охлаждении до 0°К; б) эта разность должна соответствовать дебаевской кривой теплоемкости.

Из температурной зависимости адиабатического модуля упругости А! можно оценить л Ир , принимая, что =

В результате получим:

1Л- - Л [р (9)

УхСМпМ/Ш)

Для исследованных расплавов, включая селен / 62 /, - \ О^М/дЗ?Т) ~ 1-2. Учитывая, что ТйСр ^ ЗЛТ (порядка величины колебательной энергии), получаем согласование уравнений (9) и (2). й а

§ У у 'Шц Ш

ЪЪТг

Мт и т0

Рис. 19. Наибольшая частота , })т0, соответствует наиболее глубоко^ минимуму \Га /При Тг условие ч- Е\) - 0 не выполняется, и система находится основном состоянии с и о . При и выше .условие ™/д£пУт О выполняется при значениях ут и Ц' , находящихся на пересечениях пунктирной ( /дЫ) ж сплошной линий \ ) рисунка / 57 /. /

В случае ангармоничности,при расчете вклада в для исследуемого перехода с использованием приближения Грюнезайна, для уравнения состояния была получена следующая оценка: аСр 5 /- сШВа \ (Ю),

ВоУа I ) где В 0 - объемный модуль упругости и У/7 - объем при Т = 0 и Р = 0 (более подробное изложение дано в приложении 2).

Более подробно некоторые положения и выкладки даны в приложениях к описанию механизма перехода при , расположенных в конце главы.

Заключение диссертации по теме «Физика конденсированного состояния», Малиночка, Елена Яковлевна

152 ВЫВОДЫ

1. Развита и апробирована двухуровневая энергетическая модель релаксации в аморфных сплавах, позволяющая определить характеристики процесса - энергию и энтропию активации, разность энергетических уровней, их остаточную заселенность и число участвующих частиц.

2. По данным ДСК определены эффективные энергии активации экзо- и эндотермических релаксационных процессов и кристаллизации из аморфной фазы исследованных в работе сплавов. Показано, что порошковые и ленточные АМС одного состава обладают различными наборами энергий активации релаксационных процессов и кристаллизации.

3. Обнаружен "эффект перекачки" - перераспределение величин тепловых эффектов релаксационных процессов при последовательных отжигах.

4. Предложен эмпирический способ построения схем энергетических уровней по данным об изменении теплоты кристаллизации в результате различных термообработок аморфных сплавов.

5. Показано, что малые скорости нагрева и охлаждения после высокотемпературного (но ниже температуры кристаллизации из аморфной фазы) отжига приводят к исчезновению релаксационных пиков кривых Ср(Т) исследованных сплавов, что позволяет ввести понятие "полностью отредактированных" АМС со стабильными свойствами.

6. На кривых Ср(Т) полностью отредактированных ДГ обнаружены интервалы аномального хода теплоёмкости, (Л -точки), разделяющие участки с разным температурным коэффициентом теплоемкости. Показано их соответствие скачкам температурной зависимости намагниченности насыщения отрелансированных аморфных сплавов.

7. Разработан способ получения массивных образцов из порошка АС - спеканием под давлением - и определены режимы компактиро-вания для АС: , Вгв, С,, Геео%Рг1/В6) ^70^10^15^7 * Показано, что основные свойства АС в результате компактирования практически не изменяются, например, микротвердость, шдукция насыщения.

8. На основании анализа рентгенографических (ФРР) и калориметрических (кривых ДСК) данных показано, что, в зависимости от способа получения, АС одного состава находятся в разных энергетических и структурных состояниях, не переходящих в одно состояние в результате термообработок и наложения давления.

9. Показано, что при магнитно-импульсной обработке происходит частичная релаксация ленточных АС на основе Ее и А// (причем в перпендикулярном поле сильнее, чем в параллельном), сходная с наблюдающейся при термообработке.

Список литературы диссертационного исследования кандидат физико-математических наук Малиночка, Елена Яковлевна, 1984 год

1.E.Luborsky, J.J.Becker, R.A.McCary. Magnetic annealing of amorphous alloys.- 1.E Transactions on Magneties,1975,v.Mag.11, W 6,pp.1644-49.

2. H.Goldstein. In.: Modern aspects of the vitreous state , 1964, (Butterwrorth),v.3,pp.90.

3. T.Egami. Structure of magnetic amorphous alloys, studied by energy dispersive X-ray diffraction.-Journal.of Applied Physics, 1979,v.50, H 3,PP.1564-69.

4. T.Egami. Structural study by energy dispersive X-ray diffraction.- В кн.: Металлические стёкла. Ионная структура,электронный перенос, кристаллизация. М. Мжр,1983 .

5. I.R.Matey and A.C.Anderson. Low-temperature thermal conductivity of an amorphous palladium silicon, alloy.- Journal of Son-crystalline solids, 1977, v.23, И 1,PP.129-37.

6. I.ffaseda,T.Masumoto. Structure of amorphous Pe^P^Cy alloy by X-ray diffraction.- Zeitschrift fur Physik,B,1975,v.22,p.121-26.

7. T.Egami and T.Ichikawa. Kinetics of structural relaxation in amorphous alloy observed by X-ray diffraction.- Materials Science and Engineering,1978,v.32, W 3,pp.293-95.

8. T.Egami. Structural relaxation in amorphous. studied by energy dispersive X-ray diffraction.- Journal of Material Science, 1978,v.13,К 12,pp.2587-99.

9. S.E.Petrie. In.: Polymeric Materials.-American Society for Metals Park,1978,55pp.

10. M.X. Шоршоров, В.П.Алёхин я др. Исследование терьшческой * ме~ нжческой стабильности АМС Ре^М^Р^в^ ж закономерностей его гомогенного теченжя. Всесоюзное совещание "Физикохимия аморфных (стеклообразных) металлжческжх сплавов", тезисы, M.I982.

11. I.Waseda,T.Egami. Effect of low-temperatw.re annealing and deformation on the structure of metallic glasses by X-ray diffraction.« Journal of materials science,1979»v.14,N5,pp.1249-1253«

12. P.H.Gaskell. A new structural model for amorphous transition metal silicides,borides,phosphides and carbides.-Journal of Bon-Crystalline Solids, 1979«*v.32,N1-3,pp.207-224.

13. H.S.Chen,H.J.Leamy,M.Barmatz. The elastic and anelastic behavior of a metallic glass.- Journal of Non-Crystalline Solids, 1971,v.5,IT5,PP.444-448.

14. David G.0nn,Amy Sundermier and I.K.Krause. The low temperature specific heat of the metallic glasses (Fe^NigQ^) B^qJ heat of the metallic glasses.-Journal of Applied Physics,1981,v.52,N 3»1.),pp.1802-1804.

15. G.Adam,J.H.Gibbs. Relaxation in glass-foiming liquids.-Journal of.Chemical Physics,1965,v.43,PP.139-146.

16. H.S.Chen. Stored energy in.a cold^rolled metallic glass.»Applied PhyBics letters,1976,v.29, K6,pp.226-31.

17. H.S.Chen,S.Y.Chuang. Investigation of atomic clustering in aged metallic glasses using position annihilation methods.-Applied. Physics Letters,1977,v.31, H4,pp.127-29.

18. H.S.Chen. Glass temperature,formation and stability of Fe,Co, Hi,Pd and Pt based glasses,Materials Science and Engineering, 1976¿v.23, I 2/3,pp.151-54.

19. H.S.Chen. Kinetics of low-temperature structural relaxation in two ( Pe-Ni)-based metallic glasses.- Journal of Applied Physics,1981 March, v. 5 2, IT3, part II.Proceedings of the Twenty Sixth Annual Conference on Magnetism and Magnetic Materials.

20. H.S.Chen. The evidence of structural relaxation as the origin of Curie temperature aging in metallic glasses.-Journal of Applied Physics,1978,v.49,H 8,pp.4595-97.

21. H.S.Chen, A new aspect of the glass transition process and structural relaxation in metallic glasses.-Proceedings of the 4-th International Conference on Rapidly Quenched Metalls Sen-.dai, Japan, 1981, v.II,pp.378-84.

22. A.Kursumovic and M.G.Scott. The use of Young*s modulus to monitor relaxation in metallic glasses. Applied Physics Letters ,1980,v.37,F7,October,pp.1248-53.

23. A.Kursumovic, B.Girt, E.Babic,B.Leontic,Jf.Miuhovic.- The investigation of the structural relaxation of Fe^QlTi^QBgQ metallic glass by thermal dilatation measurements.-Journal of JTon--Cryst. Solids,1981,v.44,PP.57-64.

24. C.H.Bennett,P.Chaudhari, and V.Moruzzi. On the stability of vacancy and vacancy clusters in amorphous solids.-Philosophical Magazine A,1979,v.40, И4,pp.485-95.

25. F.Spaepen. -Journal of lion-Crystalline Solids,1978,v.3t, . pp.207-12.

26. D.Weaire,H.F.Ashby,J.Logana at al. On the use of pair potentials to calculate the properties of amorphous metals.-Acta Metallurgica,1971,v.19,K8,pp.779-88.

27. H.TJ.Kunzi, E.Armbruster and K.Agyeman. Relaxation and internal friction in metallic glasses. Conference on metallic glasses: Science and technology,Budapest,1980. Proceedings,v.1, pp.107-17.

28. K.I.Hettwer,F.Haessner. Influence of heat treatment and mechanical stress on internal friction of the metglass Fe^E^g ®r14Pt2B6 * Ibid,pp.375-82.

29. F.Spaepeh and Turnbull.D. Metallic glasses (American Society of Metals.Metals Park,Ohio 1978),pp.114.

30. H.S.Chen. The influence of structure on electrical resistivity of Pd-Au-Si and Au-Ge-Si glass forming alloys.-Solid State Communications,1980,v.33tPP»915-19.

31. I.Wolny,J.Soltys,G.2ritzkowski. Relaxation of electrical resistivity in amorphous I'e4o^40B20 all°y#" Conference on metallic.glasses : Science and technology,Budapest,1980,Proceedings ,pp.363-66.

32. Z.I.Kedves,M.Hordos,Cs.Kopazs. Isothermal kinetics of phase transfoimation in a metallic glass followed by electrical resistivity measurement .-Proceedings of the conference on metallic glasses s Science and Technology. Budapest 1980,pp.223«*31.

33. T.Tarnoczi, I.Hagy,B.Albert at al. Relaxation processes in metallic glasses investigated by magnetic measurements.-Pro -ceedings of the Conference on Metallic Glasses : Science and technology,Budapest 1980,v.II,pp.309-11.

34. L.Kubicar, P.Duhaj. The application of pulse method for measurement the thermophysical quantities of metallic glasses. Proceedings of the Conference on Metallic.Glasses : Science and technology,Budapest,1980,v.II,pp.365-69.

35. T.Egami. Structural relaxation in amorphous alloys-compositional shortrange ordering.- Materials Research Bulletin,1978, v.13,1* 6,pp.557-62.

36. A.L.Greer and J.A.Leaite. Structural relaxation and crossoYer effects in a metallic glass.- Journal of ffon-Crystalline solids, v.33, Я 2,1979,p.29l-97.

37. Y.-JT.Chen,T.Egami. Effect of annealing on the Curie temperature of amorpbpus alloys.- Journal of Applied Physics,v.50,li 11, 1979,PP.7615-17*

38. A.L.Greer,M.R.I.Gibbs,I.A.Leake at al« Structural relaxation of transition-metal-metalloid metallic glasses.- Journal of Son-Crystalline Solids,1980,v.38,39»p.I,pp•379-84.

39. G.Dublon. Annealing effects on the magnetism of Fe^Pdgg^Si metallic glasses.- Journal of Applied Physics,1981,v.52,H3, (II),pp. 1671-73«

40. Кекало И.Б.,Столяров B.A. и др. Влияние предкристаллизацион-ного отжига на структуру и магнитные свойства АМС Всесоюзное совещание "Физикохимия аморфных (стеклообразных) металлических сплавов".Тезисы докладов,M.I982,с.58.

41. D.W.Porester, J.H.Scheleag,P.Ijubitz at al. A new magnetic amorphous alloy system s ( Pe,Go )-Bi.- Journal of Applied Physics, 1982,v.53, НЗ,p.II,pp.2240-42.

42. S.Hatta and T.Egami. Temperature dependence of magnetization of amorphous Fe-B-C- alloys.- Journal of Applied Physics,1979» v.50, 1ГЗ,р.И,рр.1589-91.

43. L.Hayler.and M.Goldstein. Viscous liquids and the glass transition. VI. Relaxation in simple molecule glasses in the 4-77K range.- Journal of Chemical Physics,1977»v»66, 1И1,pp.4736-45.

44. H.Goldstein. Viscous liquids and the glass transition. VII. Molecular mechanisms for a thezmodinamie second order transition.- The Journal of Chemical Physics, 1977,v.67,1*5,pp.2246-53*

45. C.A.Angell. Oxide glasses in light of the1*ideal glass"consept. Journal of the American Ceramic Sosiety,1968,v.51,H3,pp*'H7*.34.

46. TJ • E .Sehanaus,С.T.Moynilian^R . W .Gammon at al. The relation of the glass transition, temperatrire to vibrational characterictics of network glasses.- Physics and Chemistry of Glasses,1970,v. VI ,3!6, p.213-18.

47. I.E.McKinney, M.Goldstein, PVT relationships for liquid and glassy poly (vinyl acetate) .«?• Jornal of Research of the National Bureau of Standards, 1974,V.78A,IT 3,PP.331-53*67* J.C.Slater. In.: Introduction to Chemical Physics. McGrow

48. Hill, Ifew^York-bondon, 1939,521 pp.h n

49. M.Kijek,H.Ahmadzadeh,B.Cantor at al. Diffusion in amorphous alloys.- Scripta Metallurgica,1980,v.l4, H 12,pp.1337-40.

50. D.Gupta,К.П.Tu, K.W.Aeai. Diffusion in the amorphous phase of Pd-t9at%-Si Metallic alloy,- Physical Review Letters,1975,v.35, Я 12,pp.796-99.

51. J.E.Bvetts,J.Patterson, R.B.Somekh at al. Direct measurement by secondary-ion mass.spectrometry of self-diffusion of boron in Fe4oKi40B20 SlasB*~ Journal of Materials Science,1980,v.15, Ж 3,pp.702^71Q.

52. H.S.Chen, L.C^imeyling, J.M.Poate at al. Diffusion in a Pd-Cu-Si metallic glass=- Applied Physics Letters,1978,v.32,Я8, pp.461-63.

53. I.W.Christian. In.: The theory of transformation in metalls and.alloys. (Pergamoh.1975).

54. P.?al©nta »K.Maier, H.Kronmuller at al. Self-diffusion of iron in the amorphous alloys Pe^QlTi^QP^Bg and Fe80B20.- Physica Satus Solidi (b),1981,v.106,H 1,pp.129-33.

55. Бокштейн Б.С.,Клингер Л.М.»Уварова Е.Н. Исследование диффузии в аморфных сплавах.- Всесоюзная научная конференция "Исследование структуры АМС".Ноябрь 1980. Тезисы докладов.

56. S.Robert Maringer, and Carroll E.Mo&Ley. Casting of metallic filament and fiber.- Journal of Vacuum Science and Technology, 1974, v.11, I 6,pp.1067-71.

57. O.V.Roman, V.G.Gorobtsov. In.! Modem developments in. powder metallurgy. Ed.H.Hausner (APMI MPIF ),1977,v.II,pp.79-90.

58. Б.В.Молотилов,А.Ф.Прокошин,Н.М.Давыдова и др. Аморфные прецизионные сплавы. M.I98I (Обзорная информация / ш-т "Черметин-формация", сер., Металловедение и термическая обработка,вып.2

59. M.G.Scott and P.Hamachandraroa. The kinetics of crystallization, of. an Fe-P-C glass.- Material Science and Engineering,1977, v.29,pp.137-40.

60. A.L.Greer. The way of correction of temperature lag in Du Pont instruments. Model of heat flow in Du Pont instruments.- Thermo-chimlca Acta,v.42,1980,pp.193-210.

61. Н.Н.Зацепин, М.А.Князев , И. М.Малько. Распределение плотности вихревых токов в ферромагнетике при действии импульсных магнитных полей различной формыИзв.АН БССР, сер. физ.техн. наук, 1981, * 4, с.105-10.

62. В кн. Методы измерения характеристик термоэлектрических материалов и преобразователей.М. .Наука,1974, 262 с.

63. В.Т.Нечаев, А.С.Охотин. Измерение теплопроводности тонких плёнок. В сб. Материалы и процессы космической технологии. М.,Наука, с.138 . {138 ( )

64. H.S.Chen,D.E.Polk. Mechanical properties of Hi-Fe based alloy glasses. Journal of Hon-Crystalline Solids,1974,v.t5,pp»174-78.

65. Е.З.Спектор,С.Ф.Хохлов. Установка для рентгенографического ана исследования жидких тугоплавких металлов. УФЕ,1960, IX,с. 440-43.

66. H.Ruppersberg, H.J.Seemann. Eontgen-Feinetruturuntersuchungen an flussigen Eisen. Zeitschrift fur Uaturforechung, 1966,Bd. 21a, К 6,s.820-26.

67. О.В.Мазурин. Кинетическая теория стеклования: современное состояние и перспективы развития.- УП Всесоюзное совещание по стеклообразному состоянию. Тезисы, Ленинград, 1981, с.176.

68. М.В.Волькенштейн, О.Б.Птицын. Релаксационная теория стеклования I. Шад9®},ХХУ1, вып. 10, с.2205- 2222.

69. В.А.Бернштейн и др. Ионные взаимодействия между участками каркаса к релаксационные переходы в щёлочно-силикатных стёклах.- Физика и химия стекла,1980,т.6, №2,с.179-89.

70. H.E.Kissinger. Reaction kinetics in differential thermalanalysis* Analytical Chemistry, 1957, v.29,E 11 ,pp. 1702-706.