Ближний порядок в сплавах Fe-Re, Fe-Rh и Ni-W тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

МУСКОБСШ I 'иСУДАРСТНЕНШй' УНЕНКРОКШТ имени И.В.ЛОМОНОСОВА.

. — л. «7

'' U ФМЗКЧЕСККИ ФАКУЛЬТЕТ

Í 1 НОЯ 1SSS

На правах рукописи УДК 53Э.1

ЛлАМСЗТЗКШШ ЭНХТОР БЖЖШй ПОРЯДОК В СПЛАВАХ Fe-Re, Fe-Eñ й Ni-W

Специальность 01.04.07 -физика твердого тела

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

MO'JtCS" IPÍJ5

Работа выполнена на кафедре физики твердого тела физичэско факультета Московского государственного университета и К.В.Ломоносова.

Научный руководитель: доктор физико-математических наук,

ведущий научный сотрудник В.М.Силонов

Официальные оппонента:доктор физико-математических наук

Ведущая организация: Институт металлургии им.А.А.Байкова

Диссертационного совета ы 1 (К 053.05.19) отделения физики твердого тела МГУ по адресу:

117234, Москва, Ленинские горы, Физический факультет МГ:

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке физическогс факультета МГУ.

Ученый секретарь Диссертационного совета ы 1 отделения физики твердого тела,

кандидат физико-математических нау* - -'И.А.Никанорова

В.К.Фадеева

кандидат физико-математических наук Е.К.Малиенко

РАН.

Защита состоится октября 1ЭЭ6 г.

"часов на заседанш

ауд. С^к

Общая характеристика работы.

Актуальность проблемы. Ближний порядок в расположении ато- • мов компонентов является фундаментальным явлением. Он установлен в более чем шестидесяти системах. Наиболее подробно он изучен в бинарных ГЦК твердых растворах. Так в бинарных сплавах на основе никеля ближний порядок изучен в 15 системах. В тоже вре-йя в ОЦК сплавах на основе железа он установлен лишь в сплавах je-ai, Fe-tio и Fe-W. Поскольку данные о ближнем порядке используются как при создании новых прецизионных сплавов, так и при анализе аномальных изменений их физических свойств, то важным является расширение круга ОЦК сплавов на основе железа. Поэтому з данной работе предпринято экспериментальное изучение методом ÍPPJI ближнего порядка в сплавах Fe-Re и Fe-Rh. Кроме этого изу-1ался ближний порядок в сплавах ní-w содержащих 6 и i.5%w, пос-сольку ранее в этой системе изучались лишь концентрированные :плавы. Для проведения подобных экспериментов необходима инфор-!ация об упругих постоянных сплавов. Однако в литературе отсутствует данные упругих постоянных исследуемых сплавов. Здесь мы :талкиваемся с проблемой расчета упругих постоянных сплавов, i разрешении данной проблемы успешно применяется метод псевдо-ютенциала. Суть применения модельного потенциала заключается в ¡ависимости упругих постоянных от силовых постоянных, которые яределяются в свою очередь видом потенциала межатомного взаи-юдействия. Как известно из теории псевдопотенциала,вид послед-iero зависит от выбора модельного потенциала. Поэтому в данной >аботе была апробирована методика расчета упругих постоянных плавов с использованием модельного потенциала переходных ме-аллов (МППМ) Анималу. Представляет интерес применение данного сдельного потенциала в расчете энергии упорядочения и теорети-еской оценке параметров ближнего порядка, а также в анализе стойчивости кристаллических структур исследуемых сплавов, одобные расчеты для данных сплавов раньше не проводились.

Цель работы. Целями настоящей работы являются: зксперимен-альное исследование ближнего порядка в сплавах Fe-Re, Fe-Rh и i-W; расчет упругих постоянных и энергии упорядочения, теоре-ическз.я оценка параметров ближнего порядка, анализ устойчивое-и кристаллических решеток исследуемых сплавов с использованием

МШИ« Анималу.

Научная новизна. Впервые доказано существование ближнего порядка В сплавах Fe-Re И Fe-Eh :

Показана возможность применения М1ШМ Анималу для расчета упругих постоянных некоторых ЩК и ОЦК сплавов. С использование;, теоретически рассчитанных значений упругих постоянных определены параметры ближнего порядка исследуемых сплавов Fe-Re, Fe-въ и Ni-w из данных ДРРЛ.

Показано, что методику расчета упругих постоянных ГЦК бинарных сплавов переходных металлов с использованием МПШ Анималу можно распространить на многокомпонентные сплавы.

Показано, что экспериментальные данные о ближнем порядке в сплавах Fe-Re, Fe-Rh и Hi-w могут быть качественно описаны в рамках псевдопотенциальной теории ближнего порядка с использованием МППМ Анималу.

Показано, что МППМ Анималу можно успешно применить для анализа кристаллической структуры переходных металлов w, Мо, ir и v, а также для расчета устойчивости кристаллической решетки сплава hí-w.

Практическая ценность. Сплавы железа находят широкое применение в современной технике. Известно,что сплав железо-родий обладает уникальными магнитными свойствами. Поэтому, полученные данные о ближнем порядке в исследуемых сплавах могут быть использованы при разработке новых материалов, а так же дают возможность проводить более корректную интерпретацию изменений их физических свойств

Апробация работы. Основные результаты диссертации докладывались и обсуждались на конференциях: ш Межгосударственный семинар "Структурно-морфологические основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий."Обнинск,1995; vi г Совещание по кристаллохимии неорганических и координационных соединений .С.Петербург,1995.

Объем работы. Диссертация состоит из введения, четырех глав и выводов. Она содержит 167 страниц машинописного текста, из них 31 рисунок, 34 таблицы.

Содержание работы.

В первой главе описаны возможности применения метода псевдопотенциала для расчета полной внутренней энергии упорядочен-

>¡x n неупорядоченных бинарных растворов. Проведен обзор :-зультатов расчетов энергии упорядочения в сравнении с зкспе-ментэльнымн данными о существовании ближнего порядка в двой-jx сплавах. Рассмотрены метод расчета фононных частот и ?тодика [1] расчета упругих постоянных ГШ переходных металлов сплавов б рамках теории псевдопотенциала. Также описаны мето-iica и результаты расчетов [2] устойчивости кристаллических •руктур переходных, металлов с применением КШ1М Анималу. На «мере сплава Hi-ir [3] рассмотрена методика анализа устойчисти кристаллической решетки сплавов в рамках теории псев-потенциала. В заключительной части данной главы проведен аткий обзор данных о ближнем порядке в сплавах на основе Ni и , а также приведены характеристики кристаллических структур лавов Fe-Re, Fe-Rh и Ui-w. В конце первой главы изложена пос-новка задачи.

Вторая глаза содержит результаты теоретических расчетов рамках теории псевдопотенциала упругих постоянных, энергии орядочения и параметров ближнего порядка исследуемых сплавов, гает;е анализа устойчивости кристаллических структур неко-оых переходных металлов и сплава Ni-w.

Для расчета упругих постоянных ГЦК сплавов hí-w была примечена методика [13, в которой упругие постоянные рассчитывавт-с использованием радиальных и тангенциальных силовых посто-ш. Эти постояннные случае центрального межатомного взаимо-^ствия определяются соответственно следующим образом-.

■ v- потенциал парного взаимодействия, который выражается >ез шж Анималу в рэмках теории псевдопотенциала; i- номер

■рдикационной сферы, на которой расположен соседний атом; радиус координационной сферы. В методике [1] силовые поенные многокомпонентных сплавов находятся путем усреднения овых постоянных компонентов по концентрации:

спл г, сп л п

3=1 J=1

п-число компонент сплава, с. -атомная-концентрация j-той поненты, о и - радиальная и тангенциальная силовые гоянные j -той компоненты многокомпонентного сплава для

1-той координационной сферы.

С целью тестирования методики [1] были рассчитаны упругие постоянные некоторых бинарных и многокомпонентных ГЦК сплавов, для которых известны экспериментальные значения упругих постоянных [4].(Табл 1)

Табл.1 .Упругие постоянные сплавов ки?е,Си 75 гпо ,

1ио. ВоСго.го'рео- 75Сго. А 71Сго. А. « И

^ евСV 14^. о3 • С 1с1°н/к2 > -

Сплавы Расчет по [1] Расчет С44 до (3) Эксперимент [4]

см С!2 С44 С11 С12 С44 .

1Ге ео о- 20. 7 14. 1 7 4 9.1 20. 5 14. 6 10.8

«V Ге 74 О- 25 22. 4 16 . 3 7 8 9.5 23. 0 14. 4 11.9

ш о. Ре 50 О. 50 23. 0 18. 1 8 6 9.3 25. 5 15. 3 13.0

752П0. 25 14. 7 13. 0 5 0 5.5 14. 5 10. 7 7.1

N1 япСгп РП 24. 5 19. 1 8 8 10.0 24. 7 15. 4 12.2

Ре Сг 1И 76 О. 12 О. 12 22 9 15. 0 8 2 10.3 23. 3 16 3 12.3

Ге Сг М1 О- 71 О. 17 О. 12 22. 2 15. 2 8 2 9.7 21. 6 14. 4 12.9

„Сг О. <39 О • 14Н1С Но .14 О. 03 22 6 12. 9 7 3 10.7 20. 4 13 4 12.9

Сравнивая результаты расчетов упругих постоянных с экспериментальными данными, можно"сделать вывод, что применение методики [1] в большинстве случаев дает удовлетворительное согласие рассчитанных значений си с с экспериментальными данными. Рассчитанные значения с сильно отличаются (до 40%) от экспе-

44

риментальных значений, что ,вероятно,является следствием приближения двухчастичного взаимодействия, применяемого в данной методике. Ввиду этого в рамках данного приближения может быть целесообразно рассчитывать С44 не через силовые постоянные, а через более точно рассчитываемые значения постоянных с , С12 с использованием теоретических или эмпирических соотношений, связывающих с11,С1^и с4<. В расчете постоянной с44 мы применили

соотношение для металлов и сплавов с ГЦК структурой [5]:

1

С44 = ^ <2С1ГЯ«>- (3)

Из данных Табл.1 видно улучшение согласия рассчитанных по (3) значений с+4 с экспериментальными значениями.

[1] и соотношения (з) мы рас-их отношения с

С использованием методики

считали упругие постоянные и .... _____________

сплавов N0.-1,3,баг.% и.(Табл.2). Значения отношений С44/С11использовались в расчетах параметров ближнего порядка. Табл.2.Рассчитанные значения упругих постоянных и их отношений с: ✓с и с /с сплавов

12 11 44 11

с и с /с

11 44 11

С 'С 12 11

И

Сплавы Параметр решетки, о А Упругие постоянные, ю10н/мг С12 С4 4

С11

С11 С12 С4 4

т-1ат.;ш 3.524 27.4 18.9 11.9 0.69 0.43

3.535 35.9 20.6 17 . 1 0.57 0. 48

ш-бат.Зйг 3.550 47.9 22.8 24.3 0.48 0.51

Значение упругих постоянных кристаллических структур с ЗЦК структурой можно вычислить через производные парного потен-диала с использованием формулы [6]: 1 г л2ч 1 (IV,

I Х«(1М —2 "--

. ^ <зи т? нт? -»

С1Г-

6П

О *

Н dR -Ч?=К

С1г"~ Ь "а' -'"р*--' \ 6По охр

г

V г г Г 1 ЙУ

у )Х=сг) — ---

(4)

-де по-атомный обьем, радиус 1-той координационной сферы, гадексы а, р могут набирать значения 1,2,3 ,а значению 1 соот-(вствует ось х, значению 2-ось у, значению з- ось г. Обозначение соотвествует проекция на ось » атома, находящегося а ¿-ой координационной сфере. Штрих у знаха суммы означает, то исключается слагаемое с 1=о. В приближении парного потен-иэла с = С44 , но для вычисления значения упругой постоянной

с можно применить формулу [7]:

и>2= 2 I С + I С М 44 Ми

(5)

де шг-второй момент фононных частот, а-параметр решетки, м -томная масса. Второй момент фононных частот можно рассчитать эрез производные парного потенциала ус г) следующим образом [7]:

„1 , 1 ¿V -

« = — Е н, 2--+ — , (6)

ЗЫ I Е аЕ с№

где- м - число атомов на ».-той координационной сфере радиуса Выражение (6) можно переписать с учетом определений силовых постоянных (1) в виде: _2 1

= - £ НЛШ + с< ) (7)

ЗЫ I

С целью определения применимости данной методики для ра чета упругих постоянных переходных металлов мы рассчитали упр гие постоянные а Ее.. Результаты расчетов приведены в Табл.з в сравнении с экспериментальными данными [4]. Значение с<4 ра считано по (5) с использованием значения йг=1.б43*ю27сек-2, вычисленного по (7). Из данных таблицы видно, что рассчитанно значение с отличается от экспериментального на &%, значение с - на 15%, а значение С4< - на 10%. Рассчитанные значения от ношений с у с. и с /с близки к значениям аналогичных отно

12 11 44 11

шений экспериментальных значений упругих постоянных. Таким образом, рассчитанные значения постоянных си, с±г и С44 впол удовлетворительно согласуются с экспериментальными значениями

Табл.з Упругие постоянные <a-Fe. гю10н/м2].

Расчет Эксперимент

Металл си С12 С44 ÜüL С 11 ^44 С11 С12 С44 Си ܱ± си

a-Fe 26.3 15.9 13.4 0.60 0.51 24.3 13.8 12.2 0. 58 0.50

В формулах (4 ) фигурируют радиальные и тангенциальные силовые постоянные ид, поэтому для расчетов упругих пост янных сплавов мы применили метод усреднения силовых постоянны компонентов сплава по концентрации согласно выражениям (2).

Результаты расчета упругих постоянных см, С12 , с<4 и вторых моментов фононных частот и2 сплавов Fe-Re И Fe-Rh с 0Ц структурой представлены в Табл.4. Из таблицы видно, чхо значения отношений с: -'С,, и с /с . незначительно меняются при

12 11 44 11 1

изменении концентрации компонентов сплавов. Эти значения использовались в расчетах параметров ближнего порядка сплавов Fe-3,5,7.3 ат.й Ее И Fe-1,2,ЗЭТ.яНЬ

Табл.4. Рассчитанные значения вторых моментов фононны;; частот S2 , упругих постоянных и их отношений с "С и С /С сплавов Fe-Re И Fe-Rh.

Сплавы —2 ,,,26 -2 10 С Упругие постоянные, ю10н/м2 . С i г г ~44

Si Cn

С11 C12 C<4

Fe-3aT.%Re Fe-5aT.%Re Fe-7aT.лЕе Fe-9aT.%Ee 15.29 14.58 13.89 13.23 24.9 24. 1 23.2 22. 3 15.2 14.7 14. 1 13.6 12.8 12 .2 12.1 11.7 0.61 0.61 o.ei 0.61 0.51 0. 52 0. 52 0. 53

Fe-l3T.%Rh Fe-23.T.%Rh Fe-3aT./íRh 16.06 15.71 15.37 25.9 25. 5 25.2 15.7 15.5 15.3 13.2 13.1 12.9 0.61 0 , G1 0 .81 0.51 0.51 0.51

С целью теоретического предсказания существования ближнего порядка б исследуемых сплавах Fe-Re, Fe-En и tJi-w были проведены расчеты энергии упорядочения в рамках теории псевдопотенциала с применением формфактороз МППМ Анималу. С учетом теории возмущения до второго порядка были рассчитаны значения энергии упорядочения на первых четырех координационных сферах сплавов Fe- 3,5,7,9 ат.% Re-,Fe- 1,2,3,25 ат.Х Eh., Ni-1,3,6 ат.% W. Расчета показали, что энергия упорядочения атомов на первой координационной сфере для есех сплавов положительна (vс r )> о), -гто указывает на возможность ближайшего соседства атомов разного сорта, т.е. ближнего порядка в расположении атомов компонент. Для исследуемых сплавоз с использованием значений энергии 'порядочения были проведены расчеты спектра параметров ближнего юрядка cx]i '"'2,с,зл I'D Ф°РмУле Каули:

-2х) а . V .- fcpTln ín--2--]

Lr п Б l С С (X-« f

Tv v A Tí —) '

=0. (8)

v С С (1-е«

П АЛ Ti

•нак значения параметра ближнего порядка на первой кгординз-.ионной сфере о для всех сплавов оказался отрицательным, что •акхе указывает на возможность существования ближнего порядка расположении атомов копонент.

В данной главе приведены расчеты энергии упорядочения сплавов Fe-Pd и Fe-p-t. Результаты расчетов показали,что экспериментальные данные о ближнем порядке в сплавах Fe-Pt и Fe-Pd могут быть качественно описаны в рамках псеЕдопотенциальной теории ближнего порядка с использованием МИМ Анималу.

В диссертационной работе предприняты попытки расчета устойчивости кристаллической решетки исследуемых сплавов Fe-Re, Fe-Rh. и Ni-w в рамках теории псевдопотенциала с применением МППМ Анималу. Предварительно были проведены анализы устойчивости кристаллических структур металлов-компонентов исследуемых сплавов, а также некоторых других переходных металлов. Результаты показали, что МППМ Анималу во втором поядке теории возмущения применим для анализа устойчивости Ni, к, Re, Rh, Мо,1г,нь,v и Та.. Таким образом, к списку переходных металлов [2], для которых применим МППМ Анималу в анализе устойчивости кристаллической структуры, мы можем добавить к.Мо, Ir и ч. Результаты расчета устойчивости кристаллической структуры Fe указали на устойчивость ГЦК фазы при низких температурах, что не согласуется с экспериментом. Данный факт свидетельствует о непригодности МППМ Анималу в анализе устойчивости кристаллической структуры Fe. Отсюда следует вывод, что МППМ Анималу также неприменим для расчета устойчивости кристаллической решетки ОЦК сплавов на основе железа, в число которых входят исследуемые сплавы Fe-Re и Fe-Rh.

Ввиду применимости МППМ Анималу для расчета устойчивости кристаллической структуры Ni и W, есть основание предположить, что этот же потенциал можно успешно использовать для расчета устойчивости сплава ní-w.

В рамках теории псевдопотенциала при расчете устойчивости кристаллической структуры сплава обычно придерживаются следующе схемы: сначала сравнивают энергии среднего кристалла для конк} рирующих структур, затем сравнивают энергии дальнего порядка t допущении полного упорядочения, и наконец в случае ближнего порядка moíeho оценить энергию ближнего порядка.

Расчет устойчивости кристаллической структуры сплава n-w нг основе никеля мы провели на примере сплава ы!-бат.%к. Результг ты расчета энергии среднего кристалла сплава ui-6ar.%w для кон-

ю

курирующих ГЦК.ОЦК и ГП.У структур приведены в Табл.5. Сопоставг ления значений е™Рт, видно , что минимальной 'является энергия зонной структуры ГЦК виртуального кристалла. Следовательно, для сплава т-бат.%« устойчивой должна быть ГЦК структура, что согласуется с экспериментальным фактом.

Табл.5 Результаты расчета энергии зонной структуры сплава Mi.-6aT.ssw.

Тип структуры Энергия зонной структуры (Ю_3а.е.) Тип упорядоченной фазы Энергия зонной структуры Е^ (Ю~3а.е.)

ГЦК -28.22 LI -24.9

ОЦК -24.44 DC,3 -1.46

ГЕУ -25.88 DOi9 -2.42

Рассчитанные значения энергии дальнего порядка Е^ приведены в последнем столбце Табл.6. Из сопоставления этих значений видно, что вклад энергии зонной структуры для возможного дальнего порядка в случае сверхструктуры Li существенно ниже вкладов возможных сверхструктур D°ie.D03> и абсолютному значению на порядок превышает вклады для doiq и do3.

При образовании сверхструктуры внутренняя энергия сплава Ni-6T.%w уменьшается,что можно объяснить "стабилизирующим" действием дальнего порядка. При этом "стабилизирующее" действие наиболее сильно при упорядочении по фазе Li .

Из результатов расчета можно заключить,что для сплава tu-6aT.%w наиболее устойчивой будет упорядочение по фазе Li ,возникающее на базе ГЦК структуры.

В случае неупорядоченной структуры вклад в энергию, обусловленный ближним порядком, рассчитывался по формуле;

¿ЕбП=Е e.V.« (9)

. I L t I

где с.-координационное число,V.-энергия упорядочения для ¿-ой соординационной сферы,«¡-параметр ближнего порядка.

Согласно выражению (Э) с использованием теоретически рэс-;читанных значений параметров ближнего был оценен вклад, обус-ювленный ближним порядком, равный де6п= -з.lsgxio^a.e. Вели-мна этого вклада указывает на значительную стэбизирующую роль

ближнего упорядочения. Имея экспериментально определенные значения параметров ближнего порядка,можно рассчитать вклад AEgjJcn и тем самым проверить последнее заключение. Определение спектра параметров ближнего порядка методом ДРРЛ сплава Ni-6aT.%w представлено в Глазе 4.

В третьей главе изложены методики измерения ДРРЛ сплавов и расчета параметров ближнего порядка с учетом статических смещений. Описаны технология приготовления образцов и режимы термообработок. В результате серий термообработок в сплавах Fe- 5,18, 25,30 и 38aT.%Rh не удалось получить однофазную структуру, что, по-видимому, объясняется сложностью структурных превращений В сплавах Fe-Re.

В четвертой главе представлены экспериментальные результаты измерений ДРРЛ и расчетов параметров ближнего порядка сплавов Fe-Re, Fe-R'n И Ni-W.

Результаты измерений ДРРЛ образцов с содержаниями 1,3,5,7, 9 ат.% Re по навескам приведены на Рис.1. Из рисунка видно, что кривые зависимости ДРРЛ от угла скольжения 2е данных образцов не имеют диффузных максимумов, что характерно для разбавленных растворов, а также для твердых растворов, в которых слабы эффекты ближнего порядка. Для уточнения факта существования ближнего порядка необходимо провести качественный и количественный анализ этих данных.

Из Рис.1 видно, что уровень фона ДРРЛ исследуемых образцов растет соответственно росту содержания рения.Заметно также, что кривые интенсивности образцов с содержаниями 5,7,9 ат.% Re по навескам в двух первых интервалах близки. Это, по-видимому, обуславливается отличием значений реальных концентраций рения в этих сплавах от соответствующих значений по навескам. Сравнение результатов измерений параметра решетки образцов с аналитической зависимостью параметра решетки от концентрации а(С) позволило оценить, что реальные значения концентрации рения в образцах с составами по навескам Fe-7aT.%Re и Fe-saT.%Re могут быть меньше соответствующих значений по -навескам.

Численные расчеты параметров ближнего порядка проводились методом наименьших квадратов. Известно, что значения параметров ближнего порядка, определяемые из ДРРЛ, могут зависеть от значений концентраций компонент,температуры Дебая и параметра стз-

I,

гц.еЭ. .5.0 -

5.0 ~

5.0

N-----

3%

3% .. ..--Г/в

2 О.

0.0 20.0 40.0 60.0 80.0 юо.о -

граЭ

ис.1. Кривые интенсивности ДРРЛ образцов с содержаниями 1,3,5, 7,9 ат.%11е по навескам.

л.ед. ) 5.0 4

Э5. О

>.о

-1-1-1-1-г

0.0 20.0 40.0 бО.о 80.0 100.~ ггХхь

ис.2. Экспериментальная и синтезированная кривые ДРРЛ сплава г** • Е'е-2.4 ат.%Не. —-эксперимент •---'-синтез

1.ч

тических смещений i Поэтому нами вначале уточнялись значения этих параметров, а затем вычислялись параметры ближнего порядка, с использованием которых строится синтезированная кривая интенсивности ДРРЛ и рассчитывалась сумма квадратичных уклонений. Поиск минимального значения суммы среднеквадратичных уклонений проводился с помощью вариаций значений концентраций компонент сплава, температуры Дебая и параметра искажений i .

Рассчитанные параметры ближнего порядка на первых четырех координационных сферах образцов Fe-Ke, а также значения концентрации рения с, температуры Дебая тс и параметра ^ .которым соответствуют минимальные значения среднеквадратичных уклонений

Е представлены в Табл 6. Заметим,что полученные из данных j 3

ДРРЛ значения концентрации с принимались как истинные и уточненные значения состава образцов. Так в образцах с составами Fe-7 и 9 aT.%Re. по навескам значения концентрации рения оказались соответственно 6.2 и 7.2 ат.%, что и предполагалось из анализа картины ДРРЛ и данных о параметрах решеток этих образцов. Уточнено© содержание рения в образце №1 (Fe-З ат.хпе по навескам) оказалось 2.4 ат.Же.

Табл.6 Значения параметров ближнего порядка а., концентрации с второго компонента, температур Дебая тв и параметров искажений ^ ~ сплавов Fe-Re, Fe-Rh и tii-w соответствующие минимумам среднеквадратичных уклонений. ( Все значения получены из данных ДРРЛ).

№ обр Состав по навескам с эх • >¿ К I ÉZ V дс а 1 а 3 а 4

1 Fe-33T.%Re 2.4 540 0.05 -O.Ol 0. 02 -0.007 0.01

2 Fe-f.aT.%Ee 5.0 595 0.05 -0.02 0. CI3 -0.005 0. 01

3 Fe-7aT.%Re 6.2 530 0.04 -0.04 0.04 0 0.003

4 Fe-9aT.%Re 7.2 540 0.06 -0.02 0.04 -0.01 0.01

г, Fe-3aT.S£Rh О г 440 0. 15 -0.02 -0.09 0.2 0. 05

6 Ni-7aT.5SW 6.0 430 0.20 -0.06 0. 017 -0.013 0. 027

7 Ni-3aT.%w 1. 6 430 0.06 -0.004 -0.003 -0.006 0.05

Для оценки достоверности полученных значений концентрации

компонент, температуры Дебая тв, параметра искажений и параметров ближнего порядка ^ для каждого образца рассчитывалась синтезированная кривая интенсивности ДРРЛ iCWH(2Q), которая сравнивалась с экспериментальной кривой интенсивности i3KC(2f?) ДРРЛ. Значения синтезированной кривой 1СИН(2©) включают в себя сумму значений интенсивности вкладов лауэвского, теплового, комптоновского и двойного брэгговского рассеяний, зависящих от концентраций компонентов и температуры Дебая, а также значения интенсивности к^ин(2е , которая синтезируется с использованием значения параметра искажений i^j и полученных значений параметров ближнего порядка. На рисунках 2-5 представлены сопоставляемые экспериментальныеные 1ЭКС(2<?) и синтезированные 1син(2в) кривые интенсивности ДРРЛ сплавов Fe-2.4,5,6.2 и 7.2 ат.% Re. Видно, что на всех рисунках наблюдается удовлетворительное совпадение экспериментальных и синтезированных кривых.

Из данных Табл.6 видно, что параметры ближнего порядка на первой координационной сфере сплавов Fe-2.4,0,6.2 и 7.2 ат.% Re имеют отрицательный знак, что свидетельствует о существовании ближнего порядка в данных сплавах. Этот результат подтверждает выводы теоретических оценок энергии упорядочения о существовании ближнего порядка в сплавах Fe-Re. Также можно заключить, что параметры ближнего порядка имеют относительно маленькие значения для соотвествующих содержаний рения в сплавах Fe-2.4, 5 , 6.2 и 7.2 ат.% Re ,что указывает наряду со слабой модуляцией интенсивности диффузного фона на слабый ближний порядок В ОЦК СПЛаваХ Fe-Re.

Результаты обработки данных ДРРЛ образца с содержанием Fe-3 ат.% Rh навескам представлены в Табл.6. Полученное из данных ДРРЛ значение концентрации с родия равное 2.5 ат.% меньше значения концентрации по навескам , что согласуется с измерениями параметра решетки данного образца.

В достоверности рассчитанных из данных ДРРЛ параметров блш:него порядка, значений концентрации компонентов, температуры Дебая и параметра статических искажений сплаве Fe-2.5 a.T.%Rh можно убедиться из Рис.6, где представлена кривая ДРРЛ, синтезированная с использованием значений этик параметров, в сопоставлении с экспериментальной кривой.

ir.

•эл.еЭ. TAS.О

-165.0

Û.O 20.0 40.0 £0.0 80.0 100.0 1

Рис.з. Экспериментальная и синтезированная кривые ДРРЛ сплава rf Fe-5 ат.%Ее. -эксперимент ^_^ -синтез

эл.еЭ.

гмо.о ■

490,0

-1-1-1-1-1—

0.0 20.0 40.0 60.0 & 0.0 100.0 ¡7

Рис.4. Экспериментальная и синтезированная кривые ДРРЛ сплава Fe-6.2 ат.%Re. -эксперимент ^-—х. -синтез

an.eô. "300.0 H

иг

1-—,-,-

200.0

0.0 20.0 ^0.0 60.0 $о.о 10 0.0

Рис.ь. Экспериментальная и синтезированная кривые ДРРЛ сплава Fe-7. 2ат. %Re. — —■-эксперимент -----—-синтез

т

1 р.

С учетом найденных значений параметров ближнего порядка , можно сделать вывод, что в сплаве Б"е-2.5 ат.% №. реализуется ближний порядок в расположении атомов компонентов, что согла-ласуется с. теоретическими расчетами проведенными методом псевдопотенциала.

Кривая интенсивности ДРРЛ образца Ре- 25ат. измерен-

ная после отжига в течение 1часа при температуре 900°С с последующей закалкой в воде, представлена на Рис.7. Из рисунка видно, что в области углов 2е = 20 <-50 присутствует широкий диффузный максимум, на гребне которого (2е =38 ) находится пик интенсивности, соответствующий линии (100) «'-фазы

В результате обработки данных ДРРЛ образца с содержанием 25ат.%ль с учетом двухфазности образца не удалось получить достоверные параметры ближнего порядка, что по-видимому, обусловлена сложность» картины ДРРЛ, а также неточностью учета вкладов в диффузное рассеяние двухфазного образца.

С учетом наличия ярко выраженного диффузного максимума в первом интервале углов на картине ДРРЛ, а также согласно результатам теоретических расчетов, проведенных методом псевдопотенциала и указывающих на возможность существования ближнего порядка, можно сделать вывод о существовании ближнего порядка в сплаве Ке-25ат.%нъ.

Кривая интенсивности ДРРЛ образца с составом по навескам 7ат.% и приведена на Рис.8. Отметим, что в первом интервале углов наблюдается широкий диффузный максимум, охватывающий две первые сверхструктурные линни (100) и (110). Этот факт дает основание предположить существование ближнего порядка в данном сплаве.

Результаты обработки данных ДРРЛ образца с составом по навескам Н1-7ат.%и представлены в Табл.6. Уточненный состав данного сплава оказался 1И-6 ат.%к. На Рис.9 представлена синтезированная кривая интенсивности 1ст(2в), построенная с использованием рассчитанных значений параметров ближнего порядка <* концентрации вольфрама с, температуры Дебая и параметра искажений ^ в сравнении с экспериментальной кривой 1ЭКС(2£). Из рисунка видно, что в первом интервале углов экспериментальная и синтезированные кривые удовлетворительно совпадают, а в начале вто-

эп.еЬ. 70.0 н

20.0

0.0

2.0.0

т

40.0

60.0

80.0

-'- 2 С

>100.0

грс

Рис.6. Экспериментальная и синтезированная кривые ДРРЛ сплава Ре-2.5 ат.адь. -----'-.-эксперимент —-- -синтез

I,

отн.ед. -140.0 -

40.0

10.0 60.0 1-10.0

Рис.7. Кривая интенсивности ДРРЛ сплава Ке-25 ат.%йе.

А

отн.еЭ. ВО.О -

2 а,

град.

-1-1->—

О.О 4о.О §0.0 ^20.0

Рис.8. Кривая интенсивности ДРРЛ образца 1Н-7 ат.%»? по навескам.

>ого интервала наблюдается заметное расхождение этих кривых. Эти ¡асхождения могут быть обусловлены неточным учетом одного из юадов ДРРЛ или тем, что для описания экспериментальной кривой едостаточно учета лишь первых четырех координационных сферах.

С учетом картины ДРРЛ и экспериментально определенных зна-ений параметров ближнего порядка можно сделать вывод, что в плаве т-6ат.%и реализуется достаточно сильный ближний порядок расположении атомов компонент, что согласуется с результатами еоретических расчетов с применением теории псевдопотенциала.

С использованием экспериментально определенных значений лижнего порядка сплава Н1-6ат.%к был оценен вклад в энергию онной структуры,обусловленный ближним порядком, который равен Еэксп = -з.б*ю~г а.е., что удовлетворительно согласуется с еоретическим значением ле6п= -злхю-2 а.е. Таким образом, утем теоретических расчетов , а также с использованием экс-ериментальных данных параметров ближнего порядка, на примере Нг-6ат.!Ш показана значительная стабилизирующая роль ближ-его упорядочения в формировании сруктуры сплава .

Результаты расчетов данных ДРРЛ образца с содержанием ш-ат.% и по навескам, приведены в Табл.6. Из таблицы видно,что гочненное значение концентрации вольфрама оказалось равным .6 ат.:ш. На рис.10 приведена синтезированная кривая 1син(2е) □лава N1-1.6 ат.м в сопоставлении с экспериментальной кривой экс(2е), откуда видно, что в первом интервале углов синтезиро-анная кривая достаточно хорошо описывает экспериментальную эивую, а во втором интервале углов на отрезке от 78° до 84° аблюдается расхождение этих кривых. В третьем интервале син-эзированная кривая располагается ниже экспериментальной кри-зй. Несмотря на некоторые расхождения можно заключить, что ^нтезированная кривая ДРРЛ в целом удовлетворительно описывает эд экспериментальной кривой данного образца.

С учетом экспериментальных значений параметров ближнего зрядка можно заключить, что в сплаве N1-1.6 ат.:ш реализуется чабый ближний порядок, характерный для ближнего порядка по ти-щночной примеси. Как и в случае сплава N1- Б ат.%и для сплава 1-1.6 ат.йм наблюдается согласие данных полученных методом 3РЛ и результатов расчетов методом модельного потенциала.

.

эп.еЭ. 410,0 -

310.0

2.ЛО.О 4

0.0

40.0

I .

2,0.0

120.0

грс

Рис.9. Экспериментальная и синтезированная кривые ДРРЛ сплава Ni.-6aT.xw. -------эксперимент ^---- -синтез

эл. ед. 250.0 И

130.0

20, т I-»—

0.0

Ао. о

¿0.0

120.0

Рис.ю. Экспериментальная и синтезированная кривые ДРРЛ сплава т-1.6 ат.% и. • ■— • — -эксперимент ✓--^ -синтез

Основные результаты и выводы.

1. Методом ДРРЛ экспериментально доказано существование ближнего порядка в ОЦК сплавах Fe-2.4, Б , 6.'2 и 7.2 ат.% Re и определены его параметры. Величина этих параметров и слабая модуляция интенсивности диффузного рассеяния свидетельствует о существовании в этих сплавах слабого ближнего порядка.

2. Методом ДРРЛ доказано существование ближнего порядка в нео-тожженном разбавленном сплаве Fe-2.s%aT.Rh. На диффрантограмме сплава Fe-25%aT.Rh отожженном при 900°С в течение 1 часа выявлено сущестование диффузного максимума, характерного для ближнего порядка.

3. Установлено, что в разбавленном твердом растворе Ni-i.6aT.%w существует ближний порядок по типу одиночной примеси, а в сплаве Ni-6aT.%w реализуется достаточно сильный ближний порядок.

4. С применением МППМ Анималу рассчитаны упругие постоянные :плавов Fe-Re, Fe-Rh и Hi-W, значения которых использовались в эасчетах параметров ближнего порядка методом ДРРЛ, достоверность которых свидельствует о целесообразности используемой методики расчета упругих постоянных.

5. Экспериментальные результаты ДРРЛ сплавов Fe-Re, Fe-Rh и u-w, а также расчеты энергии упорядочения сплавов Fe-Pt и fe-Fd , подтвердили возможность применения МППМ Анималу для расчетов энергии упорядочения и предсказания существования Злижнего порядка в сплавах переходных металлов между собой.

5. Показана применимость МППМ Анималу для анализа устойчивости :ристаллической структуры переходных металлов N i,Re,Rh,Ir,w,Мо, 'а,v и непригодность для анализа устойчивости Fe. . Методом модельного потенциала рассчитана устойчивость :ристаллической решетки сплава ш-бат.яи и показана стабилизирующая роль энергии дальнего порядка и энергии образования ближ-его порядка. Значение энергии образования ближнего порядка, ассчитанное с использованием экспериментальных значений пара-етров ближнего порядка, согласуется с теоретическим значением, аним образом, путем теоретических расчетов, а также с исполь-ованием экспериментальных данных параметров ближнего порядка оказана значительная стабилизирующая роль ближнего упорядоче-ия в формировании сруктуры сплава .

Публикации■ По материалам диссертационной работы опубликова

1. В.М.Силонов, Л.Энхтор. Дебаевская характеристическая температура,ближний порядок и устойчивость твердого раствора ni-6 ат.%и ФММ.,1996 г.,т.80,вып.5,с.....

2. В.М.Силонов, Л.Энхтор. Атомное упорядочение и устойчивость твердых растворов Ni-W. Деп.ВИНИТИ. 1995. N 499-В95. 30 стр.

3. В.М.Силонов, Л.Энхтор. Дебаевская характеристическая температура, ближний порядок и устойчивость твердого раствора Ni-б ат.хи, Межгосударственный семинар "Структурно морфологические основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий." Обнинск,1995, стр.70-71.

4. В.М.Силонов, Л.Энхтор, Родин С.С., Абдуразакоз А.А. Расчет упругих постоянных некоторых ГЦК переходных металлов и сплавов на их'основе методом модельного потенциала. Деп.ВИНИТИ. 199G г., N 202-ЕЭб. 26 стр.

5. В.М.Силонов, Л.Энхтор, Родин С.В., Абдуразаков А.А. Расчет упругих постоянных некоторых ГЦК переходных металлов и сплавов на их основе методом модельного потенциала. VII Совещание по кристаллохимии неорганических и координационных соединений. С.Петербург, 1995, стр.17.

Список цитируемой литературы.

1. R.Shyam, S. С. CJpadhyaya, J.С.Upadhyaya,First-principles calculation of the lattice dynamics.Phys.Stat.Sol.B161,565(1990).

2. Кацнельсон А.А., Татаринская O.K., Хрущов M.M. Модельные потенциалы Анималу и проблема стабильности структуры переходных металлов.ФММ,1987,т.64,в.4,с.655.

3. Кацнельсон А.А., Склонов В.М., Тахир Аббас. Анализ утойчи-востей твердых растворов Ni-ir и эффет атомного упорядочения. ФШ,1985,т.59,в. 1-2, с.372.

4. LandoIt-Bernstein. vol.18. Numerical data and Function Relationships in Science and Technology. Group III.

5. Afcgun I., Dgur G. Three body effect on the lattice dynamics of Pd-10%Fe alloys. Phys.Rew., 1995, v.51,n.6,p.3459.

6. Портной К.И., Богданов В.И., Фукс Д.Л. Расчет Езаймодествия и стабильности фаз. М.-Металлургия, 1981, 248с.

7. Лейбфрид Г. Микроскопическая теория механических и тепловых свойств кристаллов.- М.:Физматгиз,1963,312с.