Магнитная восприимчивость сплавов Al-Co-R(R=Ce, Dy) и Bi-Mn при высоких температурах тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

УПОРОВ Сергей Александрович

МАГНИТНАЯ ВОСПРИИМЧИВОСТЬ СПЛАВОВ А]-Со-Л (И = Се, Бу) И ВШп ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ

01.04.07 - Физика конденсированного состояния

Автореферат диссертации на соискание учёной степени кандидата физико-математических наук

О 9 ДПР 2003

Екатеринбург 2009

003466401

Работа выполнена на кафедре «Общей физики и естествознания» ГОУ ВПО «Уральский государственный педагогический университет», г. Екатеринбург

Научный руководитель - доктор физико-математических наук,

профессор Сидоров Валерий Евгеньевич.

Официальные оппоненты - доктор физико-математических наук,

профессор Песин Леонид Абрамович

кандидат физико-математических наук, доцент Русаков Герман Михайлович

Ведущая организация -

Физико-технический институт У рО РАН, г. Ижевск

Защита состоится 17 апреля 2009 г. в 15:00 часов на заседании диссертационного совета Д 212.285.02 при ГОУ ВПО «УГТУ-УПИ имени первого Президента России Б.Н. Ельцина» в аудитории I главного учебного корпуса по адресу: 620002, г. Екатеринбург, ул. Мира, 19.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ГОУ ВПО УГТУ-УПИ.

Отзыв на автореферат в одном экземпляре, заверенный гербовой печатью, просим направить по адресу: 620002, г. Екатеринбург, ул. Мира, 19, ГОУ ВПО УГТУ-УПИ, ученому секретарю университета.

Автореферат разослан «/£» марта 2009 г.

Ученый секретарь специализированного совета Д 212.285.02, д.ф.-м.н, профессор

Пилипенко Г.И.

Общая характеристика работы

Актуальность работы. В последнее время алюминиевые сплавы находят все более широкое применение в промышленности благодаря сочетанию относительно низкой стоимости и высоких служебных характеристик. Наиболее перспективными модификаторами для этих сплавов считаются добавки 3-<1 переходных (ПМ) и редкоземельных металлов (РЗМ). При определенных концентрациях указанных элементов возможно получение алюминиевых сплавов в аморфном, нанокристаллическом и квазикристалличесхом состояниях. В некристаллическом состоянии эти объекты проявляют более высокие механические характеристики, чем в кристаллической фазе, и приобретают уникальную коррозионную стойкость. Рассматриваемые объекты используются в качестве защитных покрытий, работающих в агрессивных средах и испытывающих высокие механические напряжения, а также рассматриваются как перспективные материалы для анодов в лигиево-ионных перезаряжаемых батареях

Согласно современным представлениям, стеклообразование в расплавах различной природы связанно с направленным взаимодействием компонентов. Например, в случае бинарной системы А1-РЗМ указывается на возможность образования направленных связей (по типу ковалентных) между атомами алюминия и редкоземельного элемента [1,2]. При этом значение эффективного магнитного момента, приходящегося на атом лантаноида, оказывается меньше, чем у чистых редкоземельных металлов. Для сплавов А1-ПМ-РЗМ содержание третьего компонента - Зё-металла - значительно улучшает стеклообразунмцую способность и приводит к возможности получения различных некристаллических фаз (нано, квазикрисгаллическое состояние). В тоже время, сведения об электронных и магнитных свойствах сплавов А1-ПМ-РЗМ, особенно в области высоких температур, практически отсутствуют. Тем самым, важной проблемой является исследование характера взаимодействия легирующих примесей РЗМ и ПМ с алюминиевой матрицей и ответ на следующие основные вопросы: в каком магнитном состоянии находятся указанные примесные атомы и как влияют добавки этих компонентов на электронную структуру и магнитные свойства сплавов А1-ПМ-РЗМ.

Цель работы: Экспериментальное исследование магнитной восприимчивости сплавов А1-Со-Се и А1-Со-Оу стеклообразующих составов при высоких температурах, включая область твердого и жидкого состояний, а также системы В1-Мп, рассматриваемой в качестве модельной.

Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:

а) Провести модернизацию экспериментальной установки и ее калибровку по ряду чистых металлов (А1, Ag, В1, Со, Ре, №, Мл, И, Хт, Мо) и полупроводников ((Зе, Б!,).

б) Исследовать температурные, концентрационные и полевые зависимости магнитной восприимчивости сплавов А1-Со-Се и А1-Со-Бу стеклообразующих составов в кристаллическом, жидком и аморфном состояниях в широком диапазоне температур (1 = 20 4- 1700° С) и полей (В = 0,3 + 1,3 Тл).

в) Изучить температурные, концентрационные и полевые зависимости магнитной восприимчивости сплавов Bi-Mn в жидком состоянии.

г) Из экспериментальных данных рассчитать параметры электронной структуры сплавов Al-Co-Ce (Dy) и Bi-Mn.

д) Установить механизм влияния кобальта и редкоземельных элементов на магнитную восприимчивость и параметры электронной структуры сплавов Al-Co-R (R=Ce, Dy).

Научная новизна.

В работе впервые:

• Проведены экспериментальные исследования магнитной восприимчивости сплавов Al-Co-Ce, Al-Co-Dy и Bi-Mn в широком интервале температур (t=20-1700° С) и полей (В=0.3-1.3 Тл), включая область твердого и жидкого состояния. Для сшивов Al-Co-Ce изучена плотность и дифференциально-сканирующая калориметрия.

• Для сплавов Al-Co-R (R=Ce, Dy) установлено аномальное увеличение значений восприимчивости выше температур, соответствующих точкам плавления тугоплавких бинарных ингерметаллических соединений А12Се и Al2Dy. Обнаружено, что концентрационные зависимости восприимчивости для сплавов Al-Co-Ce (Dy) и Bi-Mn имеют вид, одинаковый в твердом и жидком состояниях: кривые x=f(Ce) немонотонны, а функции х^Фу) и x=f(Mn) являются линейными. Экспериментально установлено, что влияние кобальта на значения восприимчивости сплавов Al-Co-Ce (Dy) практически отсутствует, т.е. в исследованных сплавах кобальт находится в немагнитном состоянии.

• Для полученных аморфных лент составов А^СогСе?, AlgjCosDye изучен рентгеноструктурный анализ, электросопротивление и магнитная восприимчивость. Из температурно-полевых зависимостей магнитной восприимчивости оценены параметры суперпарамагнитных включений, существующих в аморфных лентах. Выявлено, что процесс кристаллизации носит двухступенчатый характер.

• Для всех экспериментально исследованных составов Al-Co-R (R=Ce, Dy) и Bi-Mn рассчитаны характеристики электронной структуры. Установлено, что в сплавах Al-Co-Ce (Dy) эффективный магнитный момент, приходящийся на атом РЗМ, существенно меньше, чем для свободного иона R3+ и составляет около 5.6 Дб для диспрозия и 1.1 (1Б для церия независимо от химического состава сплавов. Рассчитанные значения эффективного магнитного момента на атоме Мп для сплавов с содержанием З-d элемента до 20 ат. % близки к значениям для иона Mn3+ (3d4) или Мп1+ (Зс!6).

На защиту выносятся:

• Результаты экспериментальных исследований магнитной восприимчивости сплавов систем AI-Co-R (R=Ce, Dy) и Bi-Mn.

• Оценки параметров элеюронной структуры всех изученных о&ьектов.

• Вывод о том, что атомы церия и диспрозия в соответствующих сплавах Al-Co-R (R=Ce, Dy) находятся в ковалентных связях с атомами алюминия и имеют эффективные магнитные моменты значительно меньшие, чем их свободные ионы R3+<2+).

• Экспериментально установленный факт немагнитного состояния атомов кобальта в сплавах Al-Co-Ce, Al-Co-Dy.

Практическая значимость работы:

• Полученные экспериментальные результаты измерения магнитной восприимчивости для ряда чистых металлов и полупроводников в широком интервале температур могут быть использованы в качестве справочных данных.

• Определенны температуры аномалий на политермах магнитной восприимчивости, которые были использованы для оптимизации температурного режима получения аморфных лент в системах Al-Co-R (R=Се, Dy).

Апробация работы.

Основные результаты диссертационного исследования докладывались и обсуждались на следующих международных и российских конференциях: «Высокотемпературная химия материалов - 12» (HTMC-XII), Вена, Австрия, 2006; конференции молодых учёных «КоМУ-2006, 2008», Ижевск, Россия, 2006, 2008; «Международная конференция по интерметаллическим соединениям - 9, 10» (IMC-IX, IMC-X), Львов, Украина, 2005, 2007; «Термодинамика сплавов - 2006» (TOFA 2006), Пекин, Китай, 2006; научно-практической конференции «СВЯЗЬ-ПРОМ 2007, 2008», Екатеринбург, Россия, 2007, 2008; «Международная конференция по жидким и аморфным металлам - 13» (LAM-XIII), Екатеринбург, Россия, 2007; IV Российской научно-технической конференции «Физические свойства металлов и сплавов», Екатеринбург, Россия, 2007; «Компьютерное моделирование физико-химических свойств стекол и расплавов», Курган, Россия, 2008; «Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов - 12» (МИШР-12), Екатеринбург, 2008; «Международная конференция по быстрозакаленным и метастабильным материалам - 13» (RQ-13), Дрезден, Германия, 2008; «Математическое и компьютерное моделирование технологии материалов - 2008» (ММТ - 2008), Ариель, Израиль, 2008; «Российская конференция по теплофизическим свойствам веществ - 12» (РКТС-12), Москва, Россия, 2008. Работа поддержана грантами РФФИ: № 07-02-01049-а и 06-08-01290-а.

Публикации.

По теме диссертационной работы опубликовано 3 статьи в рецензируемых журналах, 7 статей в сборниках трудов конференций и 15 тезисов докладов конференций.

Структура и объем диссертации.

Диссертация состоит из введения, 4 глав и списка литературы. Работа изложена на 137 страницах, содержит 14 таблиц и 63 рисунка. Список цитируемой литературы включает 166 наименований.

Содержание работы

Во введении обосновывается актуальность темы диссертационной работы, ее цель, отражены научная новизна и практическая ценность результатов исследования, сформулированы основные положения, выносимые на защиту.

В первой главе представлен обзор литературы по строению и свойствам сплавов А1-ПМ-РЗМ в кристаллическом, жидком, аморфном и нанокристаллическом состояниях. Основная часть работ посвящена исследованию физических свойств стеклообразующих составов указанных сплавов: А1 - (80-92 ат.%), 3-(1 металл - (115 ат.%) и РЗМ - (3-20 ат.%). Исходя из имеющихся в литературе данных по кристаллической структуре обсуждаемых сплавов, можно утверждать, что исследуемые объекты представляют собой смесь фаз с практически отсутствующим растворением компонентов друг в друге. Основными фазами здесь являются: алюминий, первые интерметаллические соединения А]3ПМ, АЬПМг, А1цРЗМз, А13РЗМ и небольшая доля тройных интерметаллидов. В тоже время, в быстрозакаленных сплавах А1-ПМ-РЗМ обнаружено большое количество метастабипьных соединений со сложной структурой.

Для жидких сплавов А1-ПМ-РЗМ характерно, как следует из результатов рентгеновской дифрактометрии и вискозиметрии, микрогетерогенное строение, сохраняющееся даже при значительных перегревах над ликвидусом - в расплавах присутствуют микрообласти, обогащенные тугоплавкими интерметалл идами.

В работах по магнетосопротивлению, электропроводности и магнитной восприимчивости отмечается сложная электронная структура сплавов и соединений А1-ПМ-РЗМ при низких температурах. Нет единого мнения о характере взаимодействия редкоземельного и 3(1-переходного элементов с матрицей алюминия, а также о том, какие магнитные моменты локализованы на атомах РЗМ и ПМ. Экспериментальные данные об электронной структуре указанных объектов при высоких температурах в литературе практически отсутствуют.

В заключении первой главы приводится литературный обзор по электронной структуре сплавов ВьМп. Эти объекты находят широкое применение в современной радиоэлектронике в качестве постоянных магнитов и элементов магнитооптических устройств. Из имеющихся экспериментальных данных о магнитных свойствах сплавов ВьМп в жидком состоянии следует, что эффективный магнитный момент на атоме марганца по значению близок к величине, характерной для свободного иона. Указанный факт позволил нам рассматривать данную систему в настоящей работе в качестве модельной.

В конце главы сформулированы основные задачи диссертационного исследования.

Во второй главе описана методика экспериментальных исследований магнитной восприимчивости. В настоящей работе была использована установка, в которой реализован метод Фарадея в его относительном варианте. Проведенная настройка регистрационной системы и подробная калибровка позволили повысить точность в определении температуры до ± 0.5 %, а магнитной восприимчивости - до ± 1.5%, и уверено фиксировать значения х на уровне 0.5-10'7 эме/г.

В широком интервале температур экспериментально исследованы зависимости магнитной восприимчивости ряда чистых металлов (А1, А§, В1, Со, Те, №, Мп, Т1, Ъх, Мо) и полупроводников (Се, 51). Полученные кривые х(Г) свидетельствуют о хорошем согласии большинства результатов (кроме результатов для вольфрама и молибдена) с известными литературными данными, причем как для парамагнитных, так и для диамагнитных веществ.

Особое внимание уделено изучению температурных зависимостей восприимчивости алюминия и висмута - основам исследуемых в данной работе сплавов. Результаты для этих металлов представлены на рис. 1-2. в сопоставлении с литературными данными. Получено удовлетворительное согласие с данными других авторов, особенно для висмута.

Имеющиеся различия наших результатов по чистым веществам с данными других авторов связаны, возможно, с чистотой образцов и влиянием кислорода на магнитную восприимчивость исследованных металлов. С целью проверки этого утверждения дня всех изученных чистых веществ был проведен анализ на содержание кислорода до и после опыта. На примере титана показано, что уменьшение содержания кислорода в образце с 0,058 до 0,0065 ат.% вызывает уменьшение магнитной восприимчивости на 4-5% и возрастание температуры перехода ГЦК - ОЦК на 15°.

щ

1«

1.-271 «С

1*С

Рис. 2. Температурная зависимость магнитной восприимчивости чистого висмута (99,995 %): Л -данные [5], • - наши данные нагрев о - наши данные охлаждение.

Рис. 1. Температурная зависимость магнитной восприимчивости алюминия (99,999 %), □ - данные [3], сплошная линия - данные [4], • - наши данные нагрев о - наши данные охлаждение, Д, ж - наши данные (повторные опьггы).

В этой же главе приводится химический состав исследованных образцов. Сплавы А1-Со-Се и А1-Со-Оу были получены из чистого алюминия (99,999 %) и аттестованных интерметаллических соединений А1цСез, АЬЭу и А1Со путем переплава в печи сопротивления при температуре 2000 К в течении 20-25 мин. в

тиглях из оксида бериллия, в инертной атмосфере высокочистого гелия. Сплавы Bi-Мп были получены из висмута (99,995 %) и электролитического марганца (99,85 %) путем переплава в печи сопротивления в закрытых тиглях из оксида кремния при температуре 1073 К в течение 100 ч. в инертной атмосфере аргона. Химический состав образцов был определен атомно-эмиссионным методом на анализаторе Spectrum Flame Modula S.

В третьей главе приведены результаты экспериментальных исследований магнитной восприимчивости сплавов AI-Co-R (R=Ce, Dy) и Bi-Mn при высоких температурах.

Для сплавов А1-Со-Се изучены два квазибинарных среза фазовой диаграммы: при постоянном содержании кобальта, равном 9 ат. % (составы Algi^CogCe» 1<х<11 ат.%), и церия, равном 7 ат. % (составы Al9j.xCo,Ce7, 0<х<13 ат.%). Типичные температурные зависимости магнитной восприимчивости для квазибинарных сплавов Al-Ce (Хс„=9 at.%) представлены на рис. 3. Установлено, что в интервале температур Т = 20-600° С значения магнитной восприимчивости уменьшаются, следуя закону Кюри - Вейсса, после чего практически не зависят от температуры вплоть до 1400° С. Выше 1400-1450° С зафиксировано значительное увеличение % с ростом температуры, однако в сплавах с малой концентрацией редкоземельного элемента данная аномалия несколько «размазана» по температуре. С увеличением концентрации церия излом на политерме x(V в области температур 1400-1450° С становится более ярким. Для квазибинарной системы А1-Се установлено, что с увеличением концентрации 4-f элемента зависимость магнитной восприимчивости от температуры в области твердого состояния становится более существенной.

Аналогичным образом исследованы температурные и концентрационные зависимости восприимчивости для квазибинарных сплавов А1-Со (Хсе=7 ат.%) (см. рис. 4). В твердом состоянии наблюдается существенная температурная зависимость Х(Т), для жидкого - она почти отсутствует. При температурах выше 1400-1450° С обнаружена аномалия свойства, выраженная в резком возрастании значений х> при этом характер и температура аномального поведения восприимчивости не зависят от концентрации кобальта. Гистерезиса свойства для всех изученных образцов обнаружено не было. Характер зависимостей x(V практически не меняется от содержания кобальта в квазибинарной системе А1-Со. Однако обнаружено, что для больших концентраций - 10-13 ат.% Со, при температурах t1H0U=1080-1100° С наблюдается излом на политермах магнитной восприимчивости. Аномалия не испытывает переохлаждения на кривой обратного хода. Данный факт, скорее всего, свидетельствует о распаде интерметаллического соединения ii - А18СеСог [6].

Построены концентрационные зависимости магнитной восприимчивости для квазибинарных сплавов Al-Ce (Xq>=9 at.% ) рис. 5 н А1-Со (Ког! ат.%) рис. 6. Графики имеют вид, одинаковый в твердом и жидком состояниях. Зависимость восприимчивости сплавов А1-Со-Се от концентрации церия весьма существенная, при этом добавка РЗМ влияет на значения х немонотонным образом. Влияние же кобальта на магнитную восприимчивость очень слабое: в твердом состоянии добавка З-d металла приводит к незначительному уменьшению а в жидком состоянии зависимость свойства от концентрации Со вообще отсутствует.

Магнитная восприимчивость сплавов А1-Со-Бу аморфизующегося состава исследована, как и в системе А1-Со-Се, для двух квазибинарных срезов: А195.,Со50ух (0<х<11 ат.%) и А^-хСо^ (0<х<12 ат.%). Типичные температурные зависимости обратной магнитной восприимчивости квазибинарных сплавов А1-Оу при фиксированном содержании кобальта (5 ат. %) представлены на рис. 7. Установлено, что в твердом и жидком состояниях значения магнитной восприимчивости следуют закону Кюри - Вейсса вплоть до 1500° С. Выше указанной температуры для всех составов обнаружено увеличение магнитной восприимчивости и смена знака температурного коэффициента с отрицательного на положительный. Данный факт хорошо заметен на зависимостях обратной восприимчивости от температуры. Характер зависимостей х(Г) с изменением концентрации диспрозия в квазибинарных сплавах А1-Оу существенно меняется. С увеличением содержания 4-{ элемента в сплавах значения восприимчивости и кривизна полигерм возрастают. На положение и характер аномалии, обнаруженной выше 1500° С, содержание диспрозия не влияет.

I.

I М М М 1М* 1М 'с

Рис. 3. Температурные зависимости магнитной восприимчивости квазибинарных сплавов А1-Се (Хс= 9 ат.%): 1 ат.% Се (•, о); 2 ат.% Се (Ж, Д); 3 ат.% Се (♦, 0). (+3; +1.5 - сдвиг кривых относительно вертикальной оси). (•, А,*) - нагрев, (о, Д, 0) - охлаждение. Стрелками указаны температуры ликвидус, согласно данным [6]

• м м m ни ism L 'с

Рис. 4. Температурные зависимости магнитной восприимчивости квазибинарных сплавов AJ-Co (Хсе= 7 ат.%): 0 ат.% Со (•, о); 1 ат.% Со (А, Д); 2 ат.% Со (♦.О). (+2; +4 - сдвиг экспериментальных кривых относительно вертикальной оси). (*,А.,*) -нагрев, (о, Д, 0) - охлаждение.

I

>>

■ь

й I

, t : —«—ir-q¡z

Рис. 5. Влияние церия на магнитную восприимчивость квазибинарных сплавов А1-Се (Хсо = 9 ат.%) при различных температурах: Т = 300 (Д), 700 (□), 1100 (0) и 1500 К (о).

Рис. б. Влияние кобальта на магнитную восприимчивость квазибинарных сплавов Л1-Со (Хсе = 7 ат.%) при различных температурах: Т = 300 (Д), 500 (0), II00 (а) и 1500 К (о)

На рис. 8 представлены зависимости обратной магнитной восприимчивости от температуры для квазибинарных сплавов А1-Со при постоянной концентрации диспрозия (5 ат. %). Значения х изменяются с температурой аналогичным образом, как и в квазибинарной системе А1-Бу в твердом и в жидком состояниях, следуя закону Кюри-Вейсса вплоть до 1500° С. Выше I = 1500° С установлено аномальное поведение восприимчивости - значения х возрастают с увеличением температуры. С изменением концентрации кобальта характер политерм магнитной восприимчивости для квазибинарных сплавов А1-Со практически не меняется. Гистерезиса свойства обнаружено не было.

Концентрационные зависимости магнитной восприимчивости для квазибинарных систем АЮу (Хс0 = 5 ат.%) и А1-Со (Хцу = 5 ат.%) имеют вид, одинаковый в твердом и жидком состояниях (рис. 9,10). Установлено, что значения магнитной восприимчивости с увеличением концентрации диспрозия линейно

возрастают, а от содержания кобальта практически не изменяются.

__________________

С*-1 ^'"Зя«-***4

З.М

„•ЛС--*

а м

г —

I М М М Ш 1««

Рис. 7. Температурные зависимости обратной магнитной восприимчивости квазибинарных сплавов АЬЦу (Хо, « 5 ат.%): 1 ат.% Бу (•, о); 2 ат.% Оу(А,Л); 3 ат.%Цу (♦, 0);4 ат.% Г)у (в, □); 5 ат.% Оу (#, + ), •; А ;■;♦;# - нагрев, о;Д;п;0; + -охлаждение

1 .

гИК • ГМК

а 11ИК о 11МК

I » (И М 11М 1М ^ »с

Рис. 8. Температурные зависимости обратной магнитной восприимчивости квазибинарных сшивов А1-Со (Хо, = 5 ат.%): 1 ат.% Со (•, о); 2 ат.% Со (Ж, Д); 3 вт.% Со (и, п); 4 ат.% Со (♦, 0); 5 ат.% Со (#, +). (числа у кривых сдвиг экспериментальных кривых относительно вертикальной оси), А ;■;♦;# - нагрев, о;Д;о;0; + -охлаждение.

• ГМК м 1МК

■ 11МК « 1МК

• ш

■ Иу.аг.К и

I Со, *т.% и

Рис. 9. Концентрационная зависимость магнитной Рис. 10. Концентрационная зависимость магнитной восприимчивости квазибинарных сплавов А1-Оу восприимчивости квазибинарных сплавов А1-Со (Хс„=5ат.%). (Хо," 5 ат.%).

Отсутствие зависимости значений магнитной восприимчивости от концентрации кобальта для обеих исследованных систем А1-Со-Се и А1-Со-Бу

позволяет сделать вывод о том, что в изученных сплавах кобальт находится в немагнитном состоянии и его вклад в общую магнитную восприимчивость крайне незначителен. Также нужно отметить наличие слабой зависимости xß)> экспериментально установленной для всех изученных образцов сплавов А1-Со-Се и Al-Co-Dy во всем исследуемом температурном интервале.

Дополнительно для образцов Al-Co-Ce совместно с Д.А. Ягодиным была изучена их плотность. Исследованы составы AbiCo2Се7, AlgsCojCej и Alg3CoioCe7. Выбор именно этих композиций преследовал следующие цели: получить температурные зависимости плотности данных объектов при различном соотношении Со/Се, а также сопоставить результаты с данными по магнитной восприимчивости соответствующих составов. Измерения плотности выполнены методом проникающего у - излучения. Для сплавов Al9iCo2Ce7 и А^Со^ег установлено, что в твердом и жидком состояниях значения плотности d линейно уменьшаются с увеличением температуры. При температуре солидус обнаружено скачкообразное изменение свойства с характерным для большинства металлов и сплавов уменьшением значений d. В области двухфазного состояния зависимость d(T) также имеет отрицательный температурный коэффициент, однако вид политерм отличается от линейного. Данный факт, по-видимому, связан с процессами ликвации и седиментации, протекающими в расплавах. Исследования плотности для состава А1иСоюСе7 выявили аналогичное поведение свойства от температуры в жидком и твердом состоянии, однако, значения температурных коэффициентов существенно отличается от предыдущих сплавов А1-Со-Се. В тоже время в двухфазной области обнаружен крайне сложный ход зависимости d(T), более того, установлено аномальное поведение свойства при плавлении образца, заключающееся в увеличении значений d. Данный необычный факт подтверждается и на кривой охлаждения. Для объяснения такого поведения температурной зависимости плотности, обнаруженного для состава АЬэСоюСе^ обратимся к фазовой диаграмме этой системы. Из имеющегося концентрационного среза при содержании кобальта 10 ат. % [6] следует, что для данного химического состава в твердом состоянии помимо а - AI и бинарных интерметаллидов, возникает и тройное соединение - AlgCeCoî, имеющее большие параметры элементарной ячейки (а=1.430 нм, Ь=1.241 нм, с=0.412 ни). Именно этот факт объясняет более рыхлую структуру кристаллического сплава по сравнению с жидким состоянием.

Из экспериментальных данных следует, что для всех изученных составов Al-Co-Ce гистерезиса на политермах плотности не обнаружено. Температуры солидус и ликвидус, экспериментально установленные из данных по плотности, приведены в табл. 1. Были проведены исследования тепловых эффектов для сплавов AIg2ConCe7 и А19)Со2Се7 методом дифференциально-сканирующей калориметрии на приборе NETZSCH STA 449 Jupiter. Согласно полученным данным, установлен ряд эндо- и экзотермических реакций. В частности, при температурах t = 640-650° С для обоих сплавов зафиксирован солидус; вблизи t = 790-795° С установлена перетектическая реакция, связанная с образованием Ti-фазы (хх - А18СеСо2) [6]. Для образца А182СоцСе7 обнаружен третий пик при t = 1060° С. Данный пик не испытывает переохлаждения и, по-видимому, связан с распадом тройного соединения Т|. Причем температура, при которой происходит данная реакция, совпадает с температурой

аномалии на политермах магнитной восприимчивости, обнаруженной на составах с концентрациями кобальта более 9 ат. %.

Табл. 1

Температуры солидус и ликвидус для сплавов А1-Со-Се

Состав Ък). °С

А19[СогСе7 640 1000

АЬдСодСег 645 1025

АЦ^СоюСет 645 1100

Отсутствие аномалий на политермах плотности и ДСК-кривых в области 1400 -1450° С свидетельствует о том, что аномальное возрастание магнитной восприимчивости, начинающееся при этих температурах, связано с изменениями только на уровне электронной подсистемы сплавов.

Совместно с коллегами из Физического института Словацкой академии наук (П.Щвецом и Д.Яничковичем) были получены образцы аморфных лент сплавов А^СогСе; и А^СозОув. а также изучены их электросопротивление (стандартным четырех зондовым методом) и структура (методом рентгенографии).

Согласно данным рентгенофазового анализа все полученные ленты были полностью аморфными. С целью изучения процесса кристаллизации этих лент, было проведено исследование электросопротивления в процессе линейного нагрева и последующего охлаждения со скоростью 10 К/мин. Установлено, что для обеих лент в аморфном состоянии зависимость электросопротивления от температуры практически отсутствует, а процесс расстеклования носит двухступенчатой характер. При этом значения р в аморфной фазе существенно больше, чем жидком и, особенно, в кристаллическом состоянии.

Из псшитерм р(Т) установлены температуры солидус. Для сплава А^Со^Сет она оказалась равной и = 647 - 649° С и ^ = 645 - 647° С для А^СозОув соответственно. Эти результаты хорошо согласуются с данными, полученными при исследовании плотности (см. табл. 1). Также установлены температуры начала кристаллизации: для лента А1-Со-Се ^ = 210° С и для ленты А1-С&-13у соответственно ^ = 318° С.

Для обеих аморфных лент проведено исследование температурных и полевых зависимостей магнитной восприимчивости. На рис. 11-12 представлены полученные результаты х(Т) для образцов аморфных лент А^СогСеу и АЦв^Цуб в сопоставлении с данными, полученными ранее для их кристаллических аналогов.

Установлено, что в аморфном состоянии значения х уменьшаются с увеличением температуры, следуя закону Кюри - Вейсса, в точке начала кристаллизации аномалий свойства не обнаружено. В кристаллическом и жидком состоянии результаты по магнитной восприимчивости удовлетворительно согласуются с данными, полученными ранее для незакаленных образцов. На обоих изученных образцах в кристаллическом и жидком состояниях, гистерезис свойства не обнаружен. Однако политермы х(П> полученные для аморфной фазы, отличаются от аналогичных кривых в кристаллическом состоянии: в аморфном состоянии была установлена существенная полевая зависимость магнитной восприимчивости для обеих лент А1-Со-Се и А1-Со-Оу (рис.13-14).

•!• У''

%

\

ч,

■ WI ж XI ия ^ ^ мя

Рис. 11. Температурные зависимости магнитной восприимчивости для образца аморфной ленты состава Al^CoiCe?, о,* - аморфный образец; Л, А - кристаллический образец; Д,о - нагрев; «,Ж -охлаждение

I и к м и» ^^ т

Рис. 12. Температурные зависимости магнитной восприимчивости для образца аморфной ленты состава А^СозОуб, о- аморфный образец; Ж, Д- кристаллический образец; *,Ж - нагрев; Д,о -охлаждение.

Рис. 13. Зависимости¿(2?) для аморфной ленты Рис. 14. Зависимостих(В) для аморфной ленты АЬ.СозСе, А]!9Со3Оув

Сравнивая результаты по магнитной восприимчивости, полученные для сплавов А1-Со-Се и А1-Со-Бу во всем изученном температурном интервале, можно выявить следующие закономерности:

• Температурные зависимости х(Т) всех образцов в твердом состоянии следуют закону Кюри-Вейсса.

• Обнаружено аномальное увеличение значений магнитной восприимчивости, начинающееся выше температур, соответствующих точкам плавления интерметаллическим соединений А^РЗМ. Установлено, что изменения при этих температурах связаны с перестройками, происходящими только на уровне электронной подсистемы сплавов.

• Все изученные сплавы обладают слабой зависимостью %(В).

• Для обеих систем характерна существенная зависимость значений восприимчивости от содержания редкоземельного элемента и ее отсутствие от концентрации кобальта.

Последний параграф третьей главы посвящен исследованию сплавов системы ВиМп, рассматриваемой в данной работе в качестве модельной. Согласно литературным данным, атомы марганца в висмутовой матрице находятся в состоянии свободных ионов и имеют эффективные магнитные моменты, близкие к

теоретическим; при этом значения магнитных моментов не зависят от концентрации переходного элемента.

В настоящей работе экспериментально изучена магнитная восприимчивость сплавов В195.хМпх (х = 5; 7.5; 10; 12.5; 15; 17.5; 20; и 25 ат.%) в интервале температур Т = 600 - 1500 К и магнитных полей В = 0.6 - 1.3 Тл (рис. 15).

! ••1

Рис. 15. Температурные зависимости магнитной восприимчивости сплавов ВьМп: темные символы нагрев, светлые охлаждение; состав сплавов снизу вверх: В! - 7.5; - 10; - 12.5; - 15; -17.5; - 20; - 25 вт. % Мп.

« » и * т.п.* »

Рис. 16. Зависимость магнитной восприимчивости сплавов В[-Мп от содержания марганца, • - 600° С; ▲ - 800° С; ■ - 1000° С; * - 1200° С. Нанесенная на графике относительная погрешность составляет 3%.

Для всех изученных образцов установлено, что при комнатной температуре они являются ферромагнетиками. В твердом состоянии выше точки Кюри наблюдается сильная, практически линейная зависимость магнитной восприимчивости от температуры. Изломы на политемах х(Т) мы связываем с плавлением образцов. В области же жидкого состояния вплоть до температур I = 1200° С значения х уменьшаются, следуя закону Кюри - Вейсса. Гистерезиса свойства для всех образцов обнаружено не было. Исключение составляют образцы с содержанием 5 и 25 ат. % марганца: для них было обнаружено сильное переохлаждение при кристаллизации расплава, однако в жидком состоянии гистерезиса свойства и для этих сплавов не обнаружено. Исследования магнитной восприимчивости от величины приложенного магнитного поля для всех изученных составов ВьМп выявили отсутствие полевой зависимости/^.

Для образца В1 - 5 ат. % Мп обнаружен тот факт, что при стандартной скорости нагрева 3 К/мин и изотермических выдержках 3-5 минут на каждой температуре, сплав теряет ферромагнитные свойства не в твердом состоянии и не сразу же после плавления, а только при перегреве расплава примерно на 50°. Проявление ферромагнитных свойств в жидком состоянии у данного сплава можно объяснить крайне медленным растворением в висмуте ферромагнитных частиц интерметаллида В1Мп. Подобное поведение расплава, наблюдалось в работе [7] на сплавах Аи-Со. Перегрев расплава до температуры 1200° С приводит к тому, что на охлаждении температура перехода в ферромагнитное состояние смешается на 100° ниже, чем при нагреве, при этом в жидком состоянии гистерезиса не обнаружено. Построенные концентрационные зависимости магнитной восприимчивости для сплавов ВьМп имеют линейный вид, одинаковый в твердом и жидком состояниях (рис. 16).

В четвертой главе проведены оценки параметров электронной структуры сплавов Al-Co-R (R=Ce, Dy) и Bi-Mn. Как следует из проведенных экспериментальных исследований, для всех изученных композиций Al-Co-R (R=Ce, Dy) в твердом состоянии температурная зависимость магнитной восприимчивости следует закону Кюри - Вейсса в интервале температур t = 20-600° С. В тоже время дня всех образцов установлена полевая зависимость х(В), однако она существенна в области значений индукции 0.2 - 0.6 Тл, выше которых магнитная восприимчивость не зависит от величины приложенного магнитного поля. Температурные зависимости х(Т) были получены при приложенном внешнем магнитном поле индукцией 1 Тл, в этой области зависимостью х(В) можно пренебречь. Тем самым для расчета электронных характеристик исследованных сплавов экспериментальные результаты были аппроксимированы обобщенным законом Кюри - Вейсса (1)

где С - постоянная Кюри, 0 - парамагнитная температура Кюри, Хо - температурно-независимый вклад в магнитную восприимчивость, определяемый только плотностью электронных состояний вблизи уровня Ферми.

Плотность состояний на уровне Ферми находилась из следующего уравнения:

Xo~2NaM-'»eN(EfX, (2)

где Na - число Авогадро, М - молярная масса, N(Ef) - плотность электронных состояний на уровне Ферми, £ - фактор обменного усиления (для редкоземельных металлов обычно 1.5 [8-10]).

Так как алюминий является слабомагнитным материалом, а атомы кобальта находятся в немагнитном состоянии в данных сплавах, то эффективный магнитный момент рассчитывался на атом редкоземельного элемента по следующей формуле:

_ ¡3kC(aM, + f3M2j ,3)

где к - постоянная Больцмана, цв - магнетон Бора, M¡, М2,а ,(¡- молярные массы и атомные доли РЗМ и алюминия в сплаве соответственно.

Результаты расчета электронных характеристик (плотности электронных состояний на уровне Ферми N(Ef), парамагнитной температуры Кюри 0, эффективного магнитного момента, приходящегося на атом церия /и3<рф) для сплавов А1-Со-Се представлены на рис. 17, 18 для квазибинарных сплавов А1-Се и А1-Со. Для сплавов Al-Co-Dy проведена оценка параметров электронной структуры аналогичным образом, как и для сплавов А1-Со-Се. Результаты представлены на рис. 19, 20 для квазибинарных срезов Al-Dy и А1-Со. Установлено, что для квазибинарных систем A1-R и А1-Со значения парамагнитной температуры Кюри монотонно уменьшаются с увеличением примесного элемента в сплавах от 110 К до 55 К. При этом уменьшение значений 9 более существенно в присутствии РЗ -элемента и менее значительно при увеличении содержания кобальта. Парамагнитная температура Кюри, как известно, является так называемым интегралом перекрытия электронных облаков и учитывает взаимодействие магнитных моментов между собой и с внутрикристаллическим полем. Уменьшение значений 6 с увеличением

15

концентрации редкоземельного и 3-е! переходного элемента, скорее всего, связано с увеличением межатомных расстояний. Исходя из этого, можно полагать, что происходит «разрыхление» структуры сплавов, связанное с образованием бинарных и тройных интерметаллических соединений, имеющих большие параметры элементарных ячеек [6], чем ГЦК - алюминий. Например, для ингерметаллида А1цСе3 параметры ячейки: а=4.392 А; Ь=13.018 А; с=10.082 А, для соединения АЦСеСоз (т,): а=14.357 А; Ь=12.389 А; с=3.994 А, тогда как для ГЦК решетки алюминия а=4.05 А. Данное предположение хорошо коррелирует с результатами по плотности, полученными для сплава, содержащего большие концентрации кобальта и церия.

0,7

0 * • • с.,.т,% 12 0 5 « «Со,.т.%«

Рис. 17. Параметры электронной структуры Рис. 18. Параметры электронной структуры квазибинарных сплавов А1-Се (Хсо = 9 ат.%). квазибинарных сшивов А1-Со (Хсе = 7 ат.%).

Из рассчитанных электронных характеристик важно отметить крайне низкую плотность электронных состояний на уровне Ферми для обеих изученных систем. Значения N(Ef) существенно зависят от концентрации 4-f элемента, и напротив постоянны от содержания кобальта в сплавах. Можно предположить, что для

изученных сплавов уровень Ферми лежит в минимуме кривой плотности состояний, при этом Г и с! зоны не перекрываются и лежат далеко от Е?.

й

®

• 12 Со, ат. %

Ф Г5

» Оу,«т.Ч " •

« «СО,.!.*«

2

Iм

*л

I _ 12

Оу, «т. %

Со, «т. %

Рис. 19. Параметры электронной структуры Рис. 20. Параметры электронной структуры квазибинарных сплавов А1-Оу (Хс0= 5 ат.%). квазибинарных сплавов А1-Со (Хо,.= 5 ат.%).

Малые значения эффективного магнитного момента, приходящегося на атом церия и диспрозия и независящие от концентрации кобальта и РЗМ, свидетельствует о том, что в данных сплавах атомы редкоземельного элемента находятся не состоянии 113+, как это считалось ранее [9,10]. Скорее всего, они образуют направленные связи с алюминием (данная идея была высказана нами ранее в работах по исследованию сплавов А1-РЗМ [1,2]). Причем эта ситуация реализуется как в жидком, так и твердом состоянии. В формировании направленных связей участвуют электроны 4{ - полосы, т.е. происходит их частичная делокализация с ионов РЗМ. Именно этим можно объяснить меньшее значение эффективного магнитного момента, приходящегося на атом редкоземельного элемента в сплавах с алюминием, чем на ион И3*. Выше точки плавления интерметаллического соединения А12Я начинается распад указанных направленных связей; 4Г -

электроны, ранее участвующие в образовании этих связей с атомами алюминия, вновь локализуются на атомах редкоземельного элемента; как результат - возрастает магнитный момент на атоме РЗМ и увеличивается магнитная восприимчивость всего сплава, что и наблюдается в эксперименте (рис. 3-4; 7-8).

С целью сравнения полученных данных для аморфных лент с кристаллическим состоянием была проведена оценка параметров электронной структуры путем аппроксимации температурных зависимостей магнитной восприимчивости законом Кюри - Вейсса (1) по методу наименьших квадратов в аморфной и кристаллической фазе. Результаты расчета электронных характеристик для обеих аморфных лент представлены в табл. 6.

Табл. 2.

Параметры электронной структуры для аморфных лещ-_

МцСогСе? А]8»С05Оуб

аморфн. кристалл. аморфн. кристалл.

Х»Ю',эме/г 1.484 1.490 6.929 6.915

М(ЕР),ЭВ-' 0.545 0.545 1.928 1.925

е,к 5 98 108 70

СЮ5, эме-К/г 58.75 74.19 1419.06 1455.11

Ц«(г, Ив 0.97 1.09 5.545 5.615

Аморфное состояние, в первом приближении, можно рассматривать как замороженную жидкость. Следовательно, полученные значения параметров электронной структуры для аморфной фазы должны бьггь идентичны параметрам в жидком состоянии. Нами установлено, что значения эффективного магнитного момента и плотности электронных состояний на уровне Ферми имеют близкие значения как в кристаллической, так и в аморфной фазе. Отличие зафиксировано лишь для парамагнитной температуры Кюри. Изменение параметра 9 может быть связано как с изменением характера магнитного окружения редкоземельных атомов, так и с различием межатомных расстояний в аморфной и кристаллической фазе исследуемых образцов.

Аморфные ленты обладают зависимостью магнитной восприимчивости от величины приложенного магнитного поля во всем изученном интервале температур. Данный факт, скорее всего, указывает на суперпарамагнитный характер поведения восприимчивости. Структура аморфных сплавов может бьггь представлена как алюминиевая парамагнитная матрица с включениями из суперпарамагнигных образований. Эти образования характеризуются специфическим магнитным порядком. Исходя из вышесказанного, магнитная восприимчивость данных объектов может бьггь аппроксимирована следующей зависимостью [8]:

^д^М/!Щ + Хт (4), где лу ' 4лкТ \ кТ ) Лр Первое слагаемое описывает вклад в восприимчивость суперпарамагнигных частиц, второе слагаемое - остальную парамагнитную матрицу. Для последней может быть применен обобщенный закон Кюри-Вейсса (1).

Из полевых зависимостей х(В), полученных в аморфном состоянии, были оценены параметры суперпарамагнигных включений. Для образца А^СогСе? получены следующие значения: средний магнитный момент одной суперпарамагнитной частицы Ма = 2/65 цВ'> величина массовой плотности этих

18

частиц N а 1.9-1015 г1. Для А189Со5Оу6: М0 = 4040 цв, N а 1.451015 г1. При их массовой плотности N = (1.45+1.9)-1015 г'1 такие частицы не могут быть зафиксированы при обычной схеме рештенофазового анализа.

Полагая, что эффективные магнитные моменты, приходящиеся на атом РЗМ в

соединениях А12Се, А13Се равны а2.5 Цв и а 1.1 цБ, а в соединениях А^Бу,

А12Оу - 25.6 цБ и 29.5 |1Б соответственно, из условия М0 = проведена оценка и - эффективного числа некомпенсированных магнитных моментов в суперпарамагнитной ячейке. Для аморфной лекгы А^СЗД^ имеем пЦ^ф а2.5 рц)

= 870 и п2(ц,фф з1.1 ¡¡¿) = 1970, а для лешы А189Со5Оуб - п!(5.6 цб) ~ 425 и п2(9.5 Ив) = 720.

Полученные значения п указывают на тот факт, что суперпарамагнитные образования состоят из большого числа частиц. Тем самым, можно предположить, что эти образования формируются не в процессе закалки расплава, а существуют в жидком металле даже при существенных перегревах над ликвидусом.

Проведенная оценка параметров электронной структуры для кристаллического и аморфного состояния сплавов А1-Со-Се и А1-Со-Оу позволяет сделать следующие выводы:

• Значения эффективных магнитных моментов, приходящихся на атомы церия и диспрозия существенно меньшие, чем для свободных ионов Я3+, и

составляют ц,^ (Се) а 1.1 цБ и р3фф (Бу) а5.6 цБ, независимо от структуры сплавов.

• Плотность электронных состояний для обеих фаз имеет одинаковые и малые значения, свидетельствующие о том, что 4& и 3<1- зоны не перекрываются и лежат далеко от уровня Ферми.

Из экспериментальных данных, используя выражение (1), рассчитаны параметры электронной структуры сплавов ВьМп. Обработка температурных зависимостей магнитной восприимчивости производилась только для жидкого состояния по методу наименьших квадратов. Плотность состояний на уровне Ферми определялась из уравнения (2), где параметр - фактор обменного усиления -использовался равным 2.5 (для 3-<1 металлов обычно £ = 2-3 [6,8,11 ]). Так как в жидком состоянии висмут является слабым диамагнетиком (значения х —Ю 8 эме/г), то эффективный магнитный момент рассчитывался только на атом марганца по уравнению (3) (где М,, М2 ,а ,/? - молярные массы и атомные доли марганца и висмута в сплаве соответственно).

На рис. 21. представлены рассчитанные параметры электронной структуры сплавов висмут-марганец. Полученные нами значения ^эфф на атоме марганца вполне удовлетворительно согласуются с результатами работы [5], однако наши значения несколько ниже. Этот факт, скорее всего, связан с различным способом обработки экспериментальных данных: авторами [5] для аппроксимации температурных зависимостей восприимчивости использован простой закон Кюри, а в данной работе применялся обобщенный закон Кюри - Вейсса. В пределах погрешности аппроксимации (± 1.5 %) можно считать, что значения эффективного

магнитного момента на атоме марганца практически не зависят от концентрации 3-е! элемента вплоть да 20 ат. %. При содержании Мп более 20 ат. % установлено уменьшение магнитного момента на величину, значительно превышающую погрешность. Рассчитанные значения эффективного магнитного момента на атоме Мп для сплавов с содержанием 3-е! элемента до 20 ат. % близки к значениям для иона Мп|+ (Зс16) или Мп + (Зс14), последний считается наиболее вероятным, исходя из литературных данных [5,8,12] 5 цБ-

2 1

"/мм,

з •

и 1>

Мп,«т.%

-10 ■м -во

•70

X

® -»о -110 -130

м

1*Мп,»т.%"

иГ У

"мп,«-.**4

Рис. I/. Параметры электронной структуры сплавов Bi-Mn. Д - данные работы. [5]. • - наши данные. Нанесенная на графиках относительная погрешность аппроксимации составляет 1.S %

Сам факт уменьшения магнитного момента при концентрации З-d металла, большей 20 ат.%, можно объяснить из следующих соображений: при малых порциях переходного элемента в висмутовой матрице атомы марганца находятся на значительном расстоянии друг от друга, соответственно вероятность прямого d-d обменного взаимодействия между ними мала, однако имеет место косвенный s-d обмен. При увеличении концентрации марганца в сплаве расстояния между примесными атомами уменьшаются и вероятность прямого d-d обмена становится высока, при этом спины взаимодействующих атомов ориентируются ангипараллельно, о чем свидетельствуют отрицательные значения парамагнитной температуры Кюри. Два атома марганца с ангипараллельно ориентированными магнитными моментами не дают вклада в восприимчивость образца, но участвуют в расчете эффективного магнитного момента, приходящегося на атом марганца в сплаве, в результате чего значение ц3фф оказывается заниженным. В области же концентраций марганца до 20 ат. % значения близки к значениям для свободного иона. Можно утверждать, что этот переходный металл в висмутовой матрице не образует направленных связей, а обладает только металлическим типом связи.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

Проведена настройка и калибровка экспериментальной установки по ряду чистых металлов (А1, Ag, В1, Со, Ре, №, Мп, Т1, 2х, W, Мо) и полупроводников (<3е, Б^), что позволило повысить чувствительность и точность измерения магнитной восприимчивости и уверено фиксировать значения х на уровне 0.5-10'7 эме/г.

Экспериментально исследованы температурные, концентрационные и полевые зависимости магнитной восприимчивости сплавов А1-Со-Се и А1-Со-Бу в кристаллическом, аморфном и жидком состояниях в широком диапазоне температур а = 20 * 1700 °С) и полей (В = 0,3 * 1,3 Тл) для следующих составов: А191.хСо9Се)1 (х=1; 2... 11 ат.%), А193.хСохСе7 (х=0; 1...13 ат.%), А195.хС051)Ух (х=0; 1...11 ат.%), А1д^1СохБу5 (х=0; 1...12 ат.%), а также сплавов В1-Мп в жидком состоянии для составов: В^5-хМПх (х=5; 7.5; 10; 12.5; 15; 17.5 и 25 ат.%).

Для сплавов А1-Со-Се установлено, что в твердом состоянии, а для систем А1-Со-Ру и В1-Мп и в жидком, зависимость магнитной восприимчивости от температуры следует закону Кюри - Вейсса.

Для сплавов А1-Со-Я (Я=Се, Бу) обнаружено аномальное увеличение значений восприимчивости выше температур, соответствующих точкам плавления тугоплавких бинарных интерметаллических соединений А^Се и А120у.

Концентрационные зависимости восприимчивости имеют одинаковый вид в твердом и жвдком состояниях, при чем от содержания церия зависимости х=С(Се) являются немонотонными, а от содержания диспрозия функции Х^ЩЭу) - линейными. Концентрационные зависимости восприимчивости от содержания марганца х=Г(Мп) имеют линейный характер.

Экспериментально установлено, что влияние кобальта на значения восприимчивости практически отсутствует, т.е. в исследованных сплавах кобальт находится в немагнитном состоянии.

Все изученные образцы сплавов А1-Со-Я (Я=Се, Е>у) обладают слабой зависимостью магнитной восприимчивости от индукции внешнего магнитного поля в кристаллическом, жидком и аморфном состояниях. Из данных по плотности для сшивов А1-Со-Се следует, что изменение содержания легирующих компонентов оказывает существенное влияние на абсолютные значения плотности и ее температурный коэффициент, а в области больших концентраций кобальта и церия обнаружено увеличение плотности при плавлении.

Установлено, что изученные аморфные ленты А^СогСе? и А^СоД^б кристаллизуются в два этапа. В аморфной фазе значения электросопротивления для лент на 20 % больше чем в жидком и на 80 % выше, чем в кристаллическом состоянии.

Из температурю - полевых зависимостей магнитной восприимчивости оценены параметры суперпарамагнигных включений, существующих в

аморфных лентах. Установлено, что при их массовой плотности (1.45 -1.9)-1015 г"1, зафиксировать данные образования в сплаве, используя стандартные методы рентгенострукггурного анализа, практически невозможно.

• Эффективный магнитный момент, приходящийся на атом РЗМ, существенно меньше, чем для свободного иона R3* и составляет около 5.6 Не, для диспрозия и 1.1 ц& для церия независимо от химического состава сплавов.

• Рассчитанные значения эффективного магнитного момента на атоме Мп для сплавов с содержанием З-d элемента до 20 ат. % близки к значениям для свободного иона Мп^ (3d4) или Мп1+ (3d6).

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ ДИССЕРТАЦИИ ОПУБЛИКОВАНЫ В СЛЕДУЮЩИХ РАБОТАХ

1. Быков В.А., Упоров С.А., Сидоров В.Е., Сон Л.Д, Шевченко В.Г., Кононенко В,И., Шуняев К.Ю. Магнитная восприимчивость разбавленных сплавов А1-Се при высоких температурах // Расплавы, 2006, № 6, с. 19-24.

2. Sidorov V., Gomov О., Bykov V., Son L., Ryltsev R., Upoiov S., Shevchenko V., Kononenko V., Shunyaev K., Ilynykh N., Moiseev G., Kulikova Т., D. Soidelet., Physical properties of Al-R melts // Mat. Sci. Eng. A, 2007, v. 449-451, p. 586589.

3. S.A. Uporov, N.S. Fomina, V.E. Sidorov, K.Yu. Shunyaev. Magnetic susceptibility of glass-forming Al-Co-Ce alloys at high temperatures // Book of abstracts of "Thirteenth international conference on liquid and amorphous metals (LAM XIII)", Ekaterinburg, 2007, p. 67.

4. C.A. Упоров, H.C. Фомина, B.E. Сидоров. Сплавы Al-Co-Ce как перспективные материалы для TFT-LCD дисплеев // Научно-практическая конференция «СВЯЗЬ-ПРОМ 2007» в рамках IV евроазиатского форума «СВЯЗЬ-ПРОМЭКСПО 2007», Екатеринбург, 2007, с. 154-156.

5. С.А. Упоров, Н.С. Фомина, В.Е. Сидоров. Магнитная восприимчивость парамагнитных d-персходных металлов при высоких температурах // Вестник Удмуртского университета, 2007, №4, с. 130-139.

6. S.A. Uporov, N.S. Fomina, V.E. Sidorov, K.Yu. Shunyaev. Magnetic susceptibility of glass-forming Al-Co-Ce alloys at high temperatures // Journal of Physics: Conference Series 98 (2008), 062038.

7. V. Sidorov, V. Bykov, S. Uporov, V. Shevchenko, V. Kononenko, K. Shunyaev, N. Ilynykh, P. Svec, D. Janickovic. Magnetic properties of dilute Al-REM alloys in liquid and amorphous states // Journal of Physics: Conference Series 98 (2008), 062037.

8. C.A. Упоров, H.C. Упорова, B.E. Сидоров, К.Ю. Шуняев. Магнитная восприимчивость сплавов АЬьхСодСех (1<х<11 ат.%) и Al^xCoxCe? (0<х<13 ат.%) при высоких температурах // Расплавы, 2008, № 4, с. 21-27.

9. С.А. Упоров, Н.С. Упорова, В.Е. Сидоров, A. Mikula, P. Terzieff, Парамагнитная восприимчивость сплавов Bi-Mn в жидком состоянии // Труды IX Российского семинара: Компьютерное моделирование физико-химических свойств стекол и расплавов, Курган, 2008, с. 74.

10. С.А. Упоров, Н.С. Упорова, В.Е. Сидоров, К.Ю. Шуняев, Магнитная восприимчивость и электронные характеристики сплавов Al-Co-Dy при

высоких температурах // Труды конференции «Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов (МиШР -XII)», Екатеринбург, 2008, с. 177-180.

11.С.А. Упоров, Н.С. Упорова, В.Е. Сидоров, A. Mikula, P. Terzieff, Магнитная восприимчивость сплавов Bi-Mn при высоких температурах // Труды конференции «Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов (МиШР -XII)», Екатеринбург, 2008, с. 180-182.

12. V. Sidorov, S. Uporov, N. Uporova, К. Shunyaev. Magnetic properties of Al-Co-Ce alloys at high temperatures // Abstracts of The Fifth International Conference on Mathematical Modeling and Computer Simulations of Materials Technologies (MMT-2008), Ariel, Israel, v.l, p. 186-194.

13. V Sidorov,V Bykov, S Uporov, N Uporova, L Akashev, V Shevchenko, V Kononenko, К Shunyaev, N Ilinykh, P Svec and D Janickovic. Physical properties of some AI-Се alloys in liquid, amorphous and crystal states // Abstracts of The 13th International Conference on Rapidly Quenched & Metastable Materials (RQ-13), Dresden, Germany, 2008, p. 150.

14. С. Упоров, H. Упорова, В. Сидоров, К. Шуняев, Магнитная восприимчивость и плотность стеклообразующихся сплавов Al-Co-R (R=Ce, Dy) при высоких температурах // Тезисы докладов XII Российской конференции по теплофизическим свойствам веществ, Москва, 2008, с. 33.

СПИСОК ЦИТИРОВАННОЙ ЛИТЕРАТУРЫ:

1. Sidorov V. Е., Gornov О. A., Bykov. V. A. et al., Magnetic studies of intermetallic compounds A13R (AlnRj) both in the solid and liquid states // J. of Non Crys. Sol. 2007, v. 353(32-40), p. 3094-3098.

2. Ryltcev RE., Son L.D., Phase transitions in liquids with directed intermolecular bonding // Physica A, 2006, v. 368, p. 101-110.

3. Веркин Б. И., Свечкарев И. В. // Укр. физ. журн., 1962, т. 7, № 3. с. 322—325.

4. Ц. Райхишитейн. О влиянии химической природы вещества на магнитные свойства тел // УФН, 1918, № 3-4, с. 205-224.

5. Н. Tamaki, S. Takeuchi. Localized Impurity States in Liquid Metals: Paramagnetic Susceptibilities of Manganese in Liquid Metals II J. Phys. Soc. Jpn. 1967, v. 22, p. 1042-1045.

6. Gao M.C., Unlu N., Mihalkovic M., Widom M., and Shiflet G.J., Glass Formation, Phase Equilibria, and Thermodynamic Assessment of the Al-Ce-Co System Assisted by First-Principles Energy Calculations // Metallurgical and Materials Transactions A, 2007, v. 38 A, p. 2540-2551.

7. Сидоров В.Е. Примесные эффекты в 3d-nepexoflHbix металлах при высоких температурах. Диссертация на соискание ученой степени доктора физико-математических наук II Екатеринбург, 1998, 311 с.

8. Вонсовский С.В. Магнетизм // М., Наука, 1971, 1024 с

9. Taylor К. Physics of Rare Earth Solids И Adv. Phys., 1971, v. 20, p. 551-558.

10.Buschow K. Intermetallic compounds of rare earths and non-magnetic metals // Rep. Prog. Phys., 1979, v. 42, p. 1373-1477.

11. Баум Б. А. Металлические жидкости // M., Наука, 1979, 120 с.

12.Гуденаф Д., Магнетизм и химическая связь, перев. с англ. под ред. Левина Б.Е. и Горелика С.С. // М„ Металлургия, 1968,328 с.

Подписано в печать 05.03.09. Формат б0*84/|6. Бумага для множ. ап.

Печать на ризографе. Уч.-изд. л. 1,0. Тираж 110 экз. Заказ .

ГОУ ВПО «Уральский государственный педагогический университет».

Отдел множительной техники. 620017 Екатеринбург, пр. Космонавтов, 26. E-mail: uspu@uspu.ra

Введение.

Глава 1. Физические свойства и строение сплавов А1-ПМ-РЗМ при высоких температурах (обзор литературы).

1.1 Диаграммы состояния сплавов А1-ПМ-РЗМ.

1.2 Физические свойства и электронная структура сплавов А1-ПМ-РЗМ в кристаллическом, жидком и аморфном состояниях.

1.3 Особенности кристаллизации аморфных сплавов А1-ПМ-РЗМ.

1.4 Сплавы А1-ПМ-РЗМ в нанокристаллическом и квазикристаллическом состояниях.

1.5 Строение и свойства сплавов Bi-Mn.

1.6 Выводы.

Глава 2. Методика исследования магнитной восприимчивости. Калибровка по чистым веществам. Химический состав и анализ образцов.

2.1 Методика измерения магнитной восприимчивости металлов и сплавов при высоких температурах.

2.2 Конструкционные особенности экспериментальной установки.

2.3 Методические особенности проведения экспериментальных исследований магнитной восприимчивости.

2.4 Исследование магнитной восприимчивости чистых металлов.

2.5 Подготовка и химический анализ образцов.

2.6 Выводы.

Глава 3. Результаты экспериментальных исследований сплавов Al-Co-R (R=Ce, Dy) и Bi-Mn при высоких температурах.

3.1 Система А1-Со-Се.

3.2 Система Al-Co-Dy.

3.3 Сплавы А1-Со-Се и Al-Co-Dy в аморфном состоянии.

3.4 Система Bi-Mn.

3.5 Выводы.

Глава 4. Электронное строение сплавов Al-Co-R (R=Ce, Dy) и Bi-Mn.

4.1 Оценка параметров электронной структуры сплавов А1-Со-Се и Al-Co-Dy в кристаллическом состоянии.

4.2 Электронная структура сплавов А1-Со-Се и Al-Co-Dy в аморфном состоянии.

4.3 Электронное строение сплавов Bi-Mn в жидком состоянии.

4.4 Выводы.

В последнее время алюминиевые сплавы находят все более широкое применение в промышленности, благодаря сочетанию относительно низкой стоимости и высоких служебных характеристик. Наиболее перспективными модификаторами для этих сплавов считаются добавки З-d переходных (ПМ) и редкоземельных металлов (РЗМ). При определенных концентрациях указанных элементов возможно получение алюминиевых сплавов в аморфном, нанокристаллическом и квазикристаллическом состояниях. В некристаллическом состоянии эти объекты проявляют более высокие механические характеристики, чем в кристаллической фазе, и приобретают уникальную коррозионную стойкость. Рассматриваемые объекты находят применение в качестве защитных покрытий, работающих в агрессивных средах и испытывающих высокие механические напряжения, а также рассматриваются как перспективные материалы для анодов в литиево-ионных перезаряжаемых батареях.

Согласно современным представлениям, стеклообразование в расплавах различной природы связанно с направленным взаимодействием компонентов. Например, в случае бинарной системы А1-РЗМ указывается на возможность образования направленных связей (по типу ковалентных) между атомами алюминия и редкоземельного элемента [1-4]. При этом значение эффективного магнитного момента, приходящегося на атом лантаноида, оказывается меньше, чем у чистых редкоземельных металлов. Для сплавов А1-ПМ-РЗМ содержание третьего компонента - Зё-металла -значительно улучшает стеклообразующую способность и приводит к возможности получения различных некристаллических фаз (нано, квазикристаллическое состояние). В тоже время, сведения об электронных и магнитных свойствах сплавов А1-ПМ-РЗМ, особенно в области высоких температур, практически отсутствуют. Тем самым, важной проблемой является исследование характера взаимодействия легирующих примесей РЗМ и ПМ с алюминиевой матрицей и ответ на следующие основные вопросы: в каком магнитном состоянии находятся указанные примесные атомы и как влияют добавки этих компонентов на электронную структуру и магнитные свойства сплавов А1-ПМ-РЗМ.

Цель работы; Экспериментальное исследование магнитной восприимчивости сплавов А1-Со-Се и Al-Co-Dy стеклообразующих составов при высоких температурах, включая область твердого и жидкого состояний, а также системы Bi-Mn, рассматриваемой в качестве модельной.

Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи: о Провести модернизацию экспериментальной установки и ее калибровку по ряду чистых металлов и (Al, Ag, Bi, Со, Fe, Ni, Mn, Ti, Zr, W, Mo) и полупроводников (Ge, Si,), о Исследовать температурные, концентрационные и полевые зависимости магнитной восприимчивости сплавов А1-Со-Се и Al-Co-Dy стеклообразующих составов в кристаллическом, жидком и аморфном состояниях в широком диапазоне температур (t = 20 ^ 1700° С) и полей (В = 0,3 - 1,3 Тл). о Изучить температурные, концентрационные и полевые зависимости магнитной восприимчивости сплавов Bi-Mn в жидком состоянии, о Из экспериментальных данных рассчитать параметры электронной структуры сплавов Al-Co-Ce (Dy) и Bi-Mn. о Установить механизм влияния кобальта и редкоземельных элементов на магнитную восприимчивость и параметры электронной структуры сплавов Al-Co-РЗМ (РЗМ=Се, Dy).

Научная новизна: В работе впервые:

• Проведены экспериментальные исследования магнитной восприимчивости сплавов Al-Co-Ce, Al-Co-Dy и Bi-Mn в широком интервале температур (t=20-1700° С) и полей (В=0.3-1.3 Тл), включая область твердого и жидкого состояния. Для сплавов А1-Со-Се изучена плотность и дифференциально-сканирующая калориметрия.

• Обнаружено, что концентрационные зависимости восприимчивости для сплавов Al-Co-Ce (Dy) и Bi-Mn имеют вид, одинаковый в твердом и жидком состояниях: кривые %=f(Ce) немонотонны, а функции %=f(Dy) и %— f(Mn) являются линейными. Экспериментально установлено, что влияние кобальта на значения восприимчивости сплавов Al-Co-Ce (Dy) практически отсутствует, т.е. в исследованных сплавах кобальт находится в немагнитном состоянии.

• Для полученных аморфных лент составов А^СогСеу, Al89Co5Dy6 изучен рентгеноструктурный анализ, электросопротивление и магнитная восприимчивость. В аморфной фазе значения электросопротивления для лент на 20 % больше чем в жидком и на 80 % выше, чем в кристаллическом состоянии. Из температурно-полевых зависимостей магнитной восприимчивости оценены параметры суперпарамагнитных включений, существующих в аморфных лентах. Выявлено, что процесс кристаллизации носит двухступенчатый характер.

• Для всех экспериментально исследованных составов Al-Co-R (R=Ce, Dy) и Bi-Mn рассчитаны характеристики электронной структуры. Установлено, что в сплавах Al-Co-Ce (Dy) эффективный магнитный момент, приходящийся на атом РЗМ, существенно меньше, чем для свободного иона R3+ и составляет около 5.6 для диспрозия и 1.1 |1Б, для церия, независимо от химического состава сплавов. Рассчитанные значения эффективного магнитного момента на атоме Мп для сплавов с j I содержанием З-d элемента до 20 ат. % близки к значениям для иона Мп (3d4) или Мп1+ (3d6).

На защиту выносятся:

• Результаты экспериментальных исследований магнитной восприимчивости сплавов систем Al-Co-R (R=Ce, Dy) и Bi-Mn.

• Оценки параметров электронной структуры всех изученных объектов.

• Вывод о том, что атомы церия и диспрозия в соответствующих сплавах Al-Co-R (R=Ce, Dy) находятся в ковалентных связях с атомами алюминия и имеют эффективные магнитные моменты значительно меньшие, чем их свободные ионы R3+(2+\

• Экспериментально установленный факт немагнитного состояния атомов кобальта в сплавах Al-Co-Ce, Al-Co-Dy.

Практическая значимость работы: о Полученные экспериментальные результаты измерения магнитной восприимчивости в широком интервале температур для чистых веществ могут быть использованы в качестве справочных данных. о Определены температуры аномалий на политермах магнитной восприимчивости, которые были использованы для оптимизации температурного режима получения аморфных лент в системах Al-Co-R (R=Ce, Dy).

Апробация работы.

Основные результаты диссертационного исследования докладывались и обсуждались на следующих международных и российских конференциях: «Высокотемпературная химия материалов — 12» (HTMC-XII), Вена, Австрия, 2006; конференции молодых учёных «КоМУ - 2006, 2008», Ижевск, Россия, 2006, 2008; «Международная конференция по интерметаллическим соединениям» (IMC-IX, IMC-X), Львов, Украина, 2005, 2007; «Термодинамика сплавов — 2006» (TOFA 2006), Пекин, Китай, 2006; научнопрактическая конференция «СВЯЗЬ-ПРОМ 2007, 2008», Екатеринбург, Россия, 2007, 2008; «Международная конференция по жидким и аморфным металлам - 13» (LAM-XIII), Екатеринбург, Россия, 2007; IV Российская научно-техническая конференция «Физические свойства металлов и сплавов». Екатеринбург, Россия, 2007; конференция «Компьютерное моделирование физико-химических свойств стекол и расплавов», Курган, Россия, 2008; конференция «Металлические и шлаковые расплавы - 12», Екатеринбург, Россия, 2008; «Международная конференция по быстрозакаленным и метастабильным материалам - 13» (RQ-13), Дрезден, Германия, 2008; «Математическое и компьютерное моделирование технологических процессов - 2008», (ММТ - 2008), Ариель, Израиль, 2008; «Российская конференция по теплофизическим свойствам веществ — 12»,

Москва, Россия, 2008.

7 7 !

Работа поддержана грантами РФФИ: № 07-02-01049-а, 06-08-01290-а.

4.4 Выводы

Проведя оценки параметров электронной структуры для сплавов А1-Со-R (R=Ce, Dy) и Bi-Mn, были установлены следующие факты и сформулированы некоторые важные выводы:

1. Эффективный магнитный момент, приходящийся на атом РЗМ, существенно меньше, чем для свободного иона

R и составляет около 5.6 рв, для диспрозия и 1.1 рв, для церия независимо от химического состава сплавов.

2. Низкие значения плотности электронных состояний на уровне Ферми для сплавов Al-Co-R (R=Ce, Dy) позволяют предположить, что для изученных сплавов уровень Ферми лежит в минимуме кривой плотности состояний, при этом 4f-30Ha РЗМ и Зё-зона кобальта не перекрываются и располагаются существенно ниже Ер.

3. Парамагнитная температура Кюри монотонно уменьшается от 110 до 55 К в зависимости, как от концентрации редкоземельного элемента, так и кобальта.

4; Для аморфного состояния установлено, что значения магнитных моментов и плотности состояний на уровне Ферми практически одинаковы с кристаллической фазой. Исключение составляет лишь парамагнитная температура Кюри, значения которой существенно отличаются в аморфном состоянии.

5. Из оценки параметров структуры супепарамагнитных включений для аморфной фазы следует, что массовая плотность включений N=(1.45 - 1.9)Т015 г"1. Тем самым, используя стандартные методы рентгеноструктурного анализа, зафиксировать данные образования в сплаве практически невозможно.

6. Рассчитанные значения эффективного магнитного момента на атоме Мп для сплавов Bi-Mn с содержанием З-d элемента до 20 ат. % близки к значениям для иона Мп3+ (3d4) или Мп1+ (3d6).

7. Парамагнитная температура для всех сплавов Bi-Mn имеет отрицательную величину, что указывает на антиферромагнитный характер обмена между ионами марганца.

Заключение

Таким образом, в ходе проведенного экспериментального исследования сплавов Al-Co-Ce (Dy) и Bi-Mn были сформулированы основные выводы:

1. Проведена настройка и калибровка экспериментальной установки по ряду чистых металлов (Al, Ag, Bi, Со, Fe, Ni, Мп, Ti, Zr, W, Mo) и полупроводников (Ge, Si), что позволило повысить чувствительность и точность измерения магнитной восприимчивости и уверено фиксировать значения х на уровне 0.5-10"7 эме/г.

2. Экспериментально исследованы температурные, концентрационные и полевые зависимости магнитной восприимчивости сплавов А1-Со-Се и Al-Co-Dy в кристаллическом, аморфном и жидком состояниях в широком диапазоне температур (t = 20 * 1700 °С) и полей (В = 0,3

1,3 Тл) для следующих составов: Al9ixCo9Cex (х=1; 2. 11 ат.%), А193хСохСе7 (х=0; 1.13 ат.%), Al95.xCo5Dyx (х=0; 1.11 ат.%), А195. xCoxDy5 (х=0; 1.12 ат.%), а также сплавов Bi-Mn в жидком состоянии составов: Bi95xMnx (х=5; 7.5; 10; 12.5; 15; 17.5 и 25 ат.%).

3. Для сплавов А1-Со-Се установлено, что в твердом состоянии, а для систем Al-Co-Dy и Bi-Mn и в жидком, зависимость магнитной восприимчивости от температуры следует закону Кюри — Вейсса.

4. Для сплавов Al-Co-R (R=Ce, Dy) обнаружено аномальное увеличение значений восприимчивости выше температур, соответствующим точкам плавления тугоплавких бинарных интерметаллических соединений А12Се и Al2Dy.

5. Концентрационные зависимости восприимчивости имеют вид одинаковый в твердом и жидком состояниях, при чем от содержания церия зависимости ^f(Ce) имеют немонотонный характер, а от содержания диспрозия функции х=ДРу) являются линейными. Концентрационные зависимости восприимчивости от содержания марганца %=f(Mn) имеют линейный характер.

6. Экспериментально установлено, что влияние кобальта на значения восприимчивости практически отсутствует, т.е. в исследованных сплавах кобальт находится в немагнитном состоянии.

7. Все изученные образцы сплавов Al-Co-R (R=Ce, Dy) обладают слабой зависимостью магнитной восприимчивости от индукции внешнего магнитного поля в кристаллическом, жидком и аморфном состояниях.

8. Из данных по плотности для сплавов А1-Со-Се следует, что изменение содержания легирующих компонентов в сплавах оказывает существенное влияние на абсолютные значения плотности, ее температурный коэффициент, а в области больших концентраций кобальта и церия обнаружено увеличение плотности при плавлении.

9. Установлено, что изученные аморфные ленты Al9iCo2Ce7 и Al89Co5Dy6 кристаллизуются в два этапа. В аморфной фазе значения электросопротивления для лент на 20 % больше чем в жидком и на 80 % выше, чем в кристаллическом состоянии.

10. Из температурно - полевых зависимостей магнитной восприимчивости оценены параметры суперпарамагнитных включений, существующих в аморфных лентах. Установлено, что эти включения имеют массовую плотность N=(1.45 — 1.9)Т015 г"1. Тем самым, используя стандартные методы рентгеноструктурного анализа, зафиксировать данные образования в сплаве практически невозможно.

11. Эффективный магнитный момент, приходящийся на атом РЗМ, существенно меньше, чем для свободного иона R3+ и составляет около 5.6 |iB, для диспрозия и 1.1 (iB, для церия независимо от химического состава сплавов.

12.Рассчитанные значения эффективного магнитного момента на атоме Мп для сплавов с содержанием З-d элемента до 20 ат. % близки к значениям для свободного иона Мп3+ (3d4) или Мп1+ (3d6).

1. Sidorov V. Е., Gornov О. A., Bykov. V. A. et al., Magnetic studies of intermetallic compounds AI3R (AlnR3) both in the solid and liquid states.- J. of Non Crys. Sol. 2007, V. 353(32-40), p. 3094-3098.

2. Sidorov V., Gornov O., Bykov V. et al. Physical properties of Al-R melts.- Mat. Sci. Eng. A, 2007, V. 449-451, p. 586-589.

3. Ryltcev R.E., Son L.D., Phase transitions in liquids with directed intermolecular bonding//Physica A. 368.-2006.-P. 101-110.

4. Son L.D., Ryltcev R.E., Sidorov V.E., Sordelet D. Structural transformations in liquid metallic glassformers// Materials Science and Engineering A (2006), Vol. 449-451, p. 582-585.

5. Hoekstra G., Qadri S. В., John R. et al. Laser Surface Modification of a Crystalline Al-Co-Ce Alloy for Enhanced Corrosion Resistance. -Advanced engineering materials, 2005, 7 № 9, p. 805-809.

6. Inoue A. Stabilization of metallic super cooled liquid and bulk amorphous alloys, Acta Mater., 2000, v. 48, p. 279-306.

7. J. Basu, S. Ranganathan, Bulk metallic glasses: A new class of engineering materials, Sadhana Academy Proceedings in Engineering Sciences, 2003, v. 28, parts 3-4, p. 783-798.

8. Goldman, M.E., N. Unlu, F.M. Preseul, G.J. Shiflet, and J.R. Scully. Amorphous Metallic Coatings with Tunable Corrosion Properties Based on Al-Co-Ce-(Mo) Alloy Compositions. NACE 2004. Paper 04276.

9. M.A. Jakab, F. Presuel, J.R. Scully, "Critical Concentrations Associated with Cobalt, Cerium and Molybdenum Inhibition of AA 2024-T3 Corrosion, Delivery from Al-Co-Ce-(Mo) Alloys," Corrosion Journal, 2005,v.61(3), p. 246-263.

10. Goldman M.E., Unlu N., Shiflet G.J., Scully J.R., Selected Corrosion Properties of a New Al-Co-Ce Alloy, J. Electrochem. And Solid State Letters, 2005, v. 8(2), p. B1-B5.

11. Jakab M.A., Scully J.R., "Storage and Release of Inhibitor Ions from Amorphous Al-Co-Ce Alloys: Controlled Release on Demand," Nature Materials, 2005. v. 4, № 9, p. 667-670.

12. Jakab M.A., Presuel-Moreno F., Scully J.R., "Critical concentrations associated with cobalt, cerium, and molybdenum inhibition of AA2024-T3 coixosion: Delivery from Al-Co-Ce(-Mo) alloys" Corrosion, 2005, v. 61(3), p. 246-263.

13. Белов H. А., Золоторевский В. С., Особенности микроструктуры и фазовый состав литейных сплавов системы Al-Ce-Fe-Ni-Zr, Рос. хим. журнал, 2001, т. XLV, № 5-6, с. 15-22.

14. Presuel F. Moreno J., Wang H., Jakab M. A., Kelly R. G., and Scully J. R:, Computational Modeling of Active Corrosion Inhibitor Release from an Al-Co-Ce Metallic Coating, J. Electrochem. Soc., 2006, v. 153, issue 11, p. B486-B498.

15. Крупоткин Я.М., Редкоземельные металлы, сплавы и соединения. М., Наука, 1971, с. 97-101.

16. Goldman М. Е., Unlii N., Shiflet G. J., Scully and J. R., Selected Corrosion Properties of a Novel Amorphous Al-Co-Ce Alloy System, Electrochem. Solid-State Lett., 2005, v. 8, issue 2, p. B1-B5.

17. Shirley Y. Meng, Li, Yi et al., Investigation on Aluminum-Based Amorphous Metallic Glass as New Anode Material in Lithium Ion Batteries, Advanced Materials for Micro- and Nano-Systems, Singapore-MIT Alliance Annual Symposium, 2002, v. 1, p. 21 -28.

18. Battezzati L., Ambrosio E., Rizzi P. et al. Complex transformation sequences in Al-TM-RE amorphous alloys. In: Proceedings of the 22nd Riso International Symposium on Materials Science: Science of

19. Metastable and Nanocrystalline Alloys Structure, Properties and Modelling, Roskilde, Denmark, 2001, p. 211-216.

20. Inoue A., Amorphous, nanoquasicrystalline and nanocrystalline alloys in Al-based systems, Progress in Materials Science, 1998, v. 43, p. 365—520.

21. Battezzati L., Kusy M., Rizz P., Ronto V., Devitrification of Al-Ni-Rare Earth amorphous alloys, Journal Of Materials Science 39 (2004) p. 3927— 3934.

22. Sahoo K.L., Wollgarten M., Haug J., Banhart J., Effect of La on the crystallization behavior of А194х№бЬах (x = 4-7) alloys amorphous. Acta Materialia, 2005, V. 53, p. 3861-3870.

23. Hackenberg R. E., Gao M. C., Kaufman L. and Shiflet G. J., Thermodynamics and phase equilibria of the Al-Fe-Gd metallic glass-forming system, Acta Materialia, 2002, v. 50, issue 9, p. 2245-2258.

24. Belov, N.A., Khvan, A.V., The ternary Al-Ce-Cu phase diagram in the aluminum-rich corner, 2007, Acta Materialia, v. 55 issue 16, p.5473-5482.

25. Baricco M., Palumbo M., Baldissin D., Bosco E., Battezzati L., Metastable phases and phase diagrams, Metallurgia Fisica, 2004, v. 11-12, p. 1-8.

26. Inoue A., Ohtera K., Tsai A.P., and Masumoto Т., Jpn. J. Appl. Phys. Lett., New Amorphous Alloys with Good Ductility in Al-Y-M and Al-La-M (M=Fe, Co, Ni or Cu) Systems, 1988, v. 27, p. L280-L282.

27. Huaiying Zhou , Weifang Liu , Songliu Yuan , Jialin Yan, The 500°C isothermal section of the Al-Dy-Ti ternary system, Journal of Alloys and Compounds, 2002, v. 336 p. 218-221.

28. Hackenberg R. E., Gao M. C., Kaufman L. and Shiflet G. J., Thermodynamics and phase equilibria of the Al-Fe-Gd metallic glass-forming system, Acta Materialia, 2002, v. 50, issue 9, p. 2245-2258.

29. Sommer F., Schmid J., Schuller, Temperature and concentration dependence of the enthalpy of formation of liquid Al-La-Ni alloys, Journal of non-crystalline solids, 1996, v. 205-207 p. 352-356.

30. Villars P.: Pearsons Handbook,Desk ed., ASM International, Metals Park, OH, 1995.

31. Бельтюков A. JL, Меньшикова С.Г., Ладьянов В. И. , Маслов В. В. Вязкость расплава Al^NisLa^. Вестник Удмуртского Университета, Физика, 2005, № 4, с. 135-140.

32. Yamasaki Т., Kanatani S., Ogino Y. and Inoue A., Viscosity measurements for liquid Al-Ni-La and Al-Ni-Mm (Mm: Mischmetal) alloys by an oscillating crucible method, Journal of Non-Crystalline Solids, 1993, v. 156-158, part 1, p. 441-444.

33. Minhua S., Guangrong L., Xiufang В., Effect of Cu on viscosity of AlCuCe alloys, Materials Chemistry and Physics, V. 82, № 3, 2003 , p. 961-964(4).

34. Mansour A. N., Wong C.-P., and Brizzolara R. A. Atomic structure of amorphous Alioo-ixCo^Ce* (;c=8, 9, and 10) and Al8oFei0Cei0 alloys: An XAFS study. Phys. Rev. B, 1994 v.50 p.12401 12412.

35. Севастьянова Т.И., Яловега Г.Э., Мансур А., Марчелли А., Солдатов A.B., Локальная и электронная структуры сплавов Al90FexCei0-x (х= 3, 5, 7): анализ ближней тонкой структуры рентгеновского поглощения, 2001, т. 46, № 6, с. 961-964.

36. Севастьянова Т.И., Яловега Г.Э., Марчелли А., Мансур А., Солдатов А.В., Ближайшее окружение атомов алюминия и деталиэлектронного строения сплавов Al9oFexCeio-x (х= 3, 5, 7), Физика твердого тела, 2001, том 43, №. 9, с. 1537-1540.

37. Belov, N.A., Khvan, A.V., The ternary Al-Ce-Cu phase diagram in the aluminum-rich corner, 2007, Acta Materialia, v. 55 issue 16, p.5473-5482.

38. Yamamoto I., Zytveld J. and Endo H. Electronic and atomic structure of Alx-La7o-x-Ni3o amorphous alloys. Journal of Non -Crystalline Solids, 1993 v. 156-158 p.302-306.

39. Kotur B.Ya., Palasyuk A.M., Bauer E., Michor H. and Hilscher G., Uncommon conductivity of R-Mn-Al (R = Gd, Tb) ternary compounds, J.Phys.:Condens. Matter, 2001, v. 13, p. 9421-9431.

40. Coldea M., Pop V. , Neumann M., et al., X-ray photoelectron spectroscopy and magnetism of GdNi3Al16, Journal of Magnetism and Magnetic Materials 2002, v. 242-245 p. 864-866.

41. Boucherle J. X., Givord F., Isikawa Y., Schmitt D., et al., Magnetic transitions in CeNi2Al5, Journal of magnetism and magnetic materials, 1995, v. 140-144, p. 849-850.

42. Chen D., Takeuchi A. and Inoue A., Thermal stability and magnetic properties of Gd-Fe-Al bulk amorphous alloys, Journal of Alloys and Compounds, 2007, v. 440, Issues 1-2, p. 199-203.

43. Wang L., Ding J., .Li Y., et al., A model for magnetic ordering in inhomogeneous amorphous RE-Fe-Al alloys, Journal of Magnetism and Magnetic Materials, 2001 v. 226-230 p. 1504-1506.

44. Zhang В., Zhao D.Q., Pan M.X., Amorphous metallic plastic, Physical Review Letters, 2005, v. 94, p. 205502-1.

45. Schmidt U., Eisenschmid C., Zahra C.Y., Zahra A.-M., Crystallisation of amorphous AlDy and AlDyCo — alloys, Journal of Non -Crystalline Solids, 2000 v. 271 p.29-44.

46. Stadnik Z. M., Miiller F., Stroink G. and Rosenberg M., Magnetic behaviour and hyperfine interactions in Al-Fe-Ce term metallic glasses, Journal of Non-Crystalline Solids, 1993, v. 156-158, p. 319-323.

47. Dunlap R.A., Lawther D.W., McHenry M.E., Srinivas V., Beydaghyan G., Physical properties of amorphous Al-Gd-transition metal alloys, Journal of Non-Crystalline Solids, 1993, v. 156-158, part 1, p. 344-346.

48. Battezzati L., Rizzi P. and Ronto V., The difference in devitrification paths in Al87Ni7Sm6 and Al87Ni7La6 amorphous alloys, Materials Science and Engineering A, 2004, v. 375-377, p. 927-931.

49. Revesza A., Vargab L. K., Nagya P. M., Lendvaia J., Bakonyi I., Structure and thermal stability of melt-quenched Al92-xNi8(Ce,Sm)x alloys with x=l, 2 and 4, Materials Science and Engineering A, 2003, v. 351, issues 1-2 , p. 160-165.

50. Triven- Rios C., Surinach S., Baro M. D., Bolfarini C., Botta W. J. Kiminami C. S., Crystallization of Amorphous Al85Ce5Niio Ribbon, Materials Science Forum, 2008, v. 570, p. 126-131.

51. Croat Т.К., Gangopadhyay A.K., and Kelton K.F., Crystallization of Al-Gd-La-Ni Metallic Glass, Mater. Res. Soc. Symp. Proc., 2000, v. 580 (Nucleation and Growth Processes in Materials), p. 251 -256. .

52. Schmid Т., Sommer F, Heat capacity of liquid Al—La—Ni alloys, Thermochimica Acta, 1998, v. 314, p. 111-121.

53. Ye E., Lu K., Crystallization kinetics of Al—La—Ni amorphous alloy, Journal of Non-Crystalline Solids, 2000, v. 262, p. 228-235.

54. Feufel H., Schuller F., Schmid J., Sommer F., Calorimetric study of ternary liquid Al—La—Ni alloys, Journal of Alloys and Compounds, 1997, v. 257, p. 234—244.

55. Saini S., Zaluska A. and Altounian Z., Effect of glass short-range order on crystallization onset in Al-Y-Ni glasses, Journal of Non-Crystalline Solids, 1999, v. 250-252,p. 714-718.

56. Dunlap R. A., Yewondwossen M. H., Srinivas V., et al., Physical properties of amorphous Al9oFe5Ce5, J. Phys.: Condens. Matter, 1990 v. 2 p. 4315-4324.

57. Zhao Fang, WuYoushi , Shi Yuanchang et al., Effects of the TM/Ce content on the stability of amorphous Al-TM-Ce alloys, J.Phys.rCondens. Matter, 2002 v. 14 p. 7949-7954.

58. Sajan Saini, A Crystallization Study of AI-Y-Ni Glasses, Centre for the Physics of Materials, Department of Physics, McGill University, Montreal, Quebec, Canada, 1997, p. 87.

59. Судзуки К., Фудзимори X., Хасимото К., Аморфные металлы, под ред. Масумото Ц., М.: Металлургия 1987, 328 с.

60. Schmidt U., Eisenschmid С., Zahra C.Y., Zahra А.-М., New AlDyNi(Co) glasses decomposition behaviour et al., Non-Cryst. Solids, 2001 v. 289 p. 75-87.

61. Schmidt U. , Schmidt В., New AlDy(Ni,Co) glasses — the influence of pre-aging on decomposition and modelling of the crystallization, Journal of Non-Crystalline Solids, 2002 v. 311 p. 61-76.

62. Saksl K., Jovari P., Franz H., et al., Atomic structure of AlggLagNis metallic glass, Journal of Physics: Condensed Matter, 2006, v. 18, issue 32, p. 7579-7592.

63. B. Ye, T. Watson and B.S. Majumdar, Structure-property relations in the Al-Gd-Ni system, MS&T 2003, November 9- 12, 2003 Chicago, Illinois, Processing Conference, p. 49.

64. Li, R., Pang, S., Ma, C., Zhang, Т., Influence of similar atom substitution on glass formation in (La-Ce)-Al-Co bulk metallic glasses, Acta Materialia, 2007, v. 55, issue 11, p. 3719-3726.

65. Tan H., Zhang Y., Ma D., Feng Y.P., Li Y., Optimum glass formation at off-eutectic composition and its relation to skewed eutectic coupled zone in the La based La-Al-(Cu,Ni) pseudo ternary system, Acta Materialia, 2003, v. 51, p. 4551-4561.

66. Zhang В., Zhao D.Q., Pan M.X., Amorphous metallic plastic, Physical Review Letters, 2005, v. 94, p. 205502-1.

67. Chen D., Takeuchi A., Inoue A., Gd-Ni-Al bulk glasses with great glass-forming ability and better mechanical properties, Journal of Materials Science, Volume 42, Number 20 / Октябрь 2007 г., p. 8662-8666.

68. Chen D., Takeuchi A. and Inoue A., Gd-Co-Al and Gd-Ni-Al bulk metallic glasses with high glass forming ability and good mechanical properties, Materials Science and Engineering: A, 2007, v. 457, Issues 12, p. 226-230.

69. Ping D.H., Hono K. and Inoue A., Microstructural characterization of a rapidly solidified ultrahigh strength Al94.5Cr3C01.5Ce1 alloy, Metallurgical and Materials Transactions A, 2000, V. 31, № 3, p. 607-614.

70. Dimitrov H., Latuch J., Cieslak G. and Kulik Т., Dependence of Microhardness on Annealing Time of Amorphous Al-Mm-Ni-(Fe,Co) Alloys, Rev. Adv. Mater. Sci., 2004, v. 8, № 2, p. 134-137.

71. Perepezko J., Hebert R., Tong W., et al., Nanocrystallization Reactions in Amorphous Aluminum Alloys, Materials Transactions, 2003, v.44 No. 10 p.1982-1992.

72. Shi X. L., Mishra R. S. and Watson T. J., Elevated Temperature Deformation Behavior of Nanostructured Al-Ni-Gd-Fe Alloys, Scripta Materialia , 2005 v. 52, issue 9, p. 887 891.

73. Mudry S, Kulyk Yu., Growth kinetics and structure of nanocrystalls in AlgyNisYs amorphous alloy, Journal of Physics: Conference series, 2008, v. 98, p. 052006.

74. Foley J.C., Allen D.R. and Perepezko J.H., Analysis of nanocrystal development in Al-Y-Fe and Al-Sm glasses, Scripta Materialia, 1996, v. 35, №.5, p. 655-660.

75. Аронин A.C., Абросимова Г.Е., Кирьянов Ю.В., Образование и структура нанокристаллов в сплаве Al86NinYb3, Физика твердого тела, 2001, том 43, вып. 11, стр. 1925-1933.

76. Zhihui Zhang , Bing Q. Han , David Witkin, et al., Synthesis of nanocrystalline aluminum matrix composites reinforced with in situ devitrified Al-Ni-La amorphous particles, Scripta Materialia , 2006, v. 54, issue 5 , p. 869 874

77. Inoue A. Stabilization of metallic super cooled liquid and bulk amorphous alloys, Acta Mater., 2000, v. 48, p. 279-306.

78. Абросимова Г.Е., Аронин A.C., Зверькова И.И., Кирьянов Ю.В., фазовые превращения при кристаллизации аморфных сплавов Al-Ni-Re, Физика металлов и металловедение, 2002, т.94, №1, с. 113-118.

79. Munnoz-Morris М.А., Surinnach S., Varga L.K., Baro M.D., Morris D.G., The influence of composition and low temperature annealing on hardness and ductility of rapidly solidified Al-Ni-Ce alloys, Scripta Materialia, 2002 v. 47 p. 31-37.

80. Абросимова Г. E., Аронин А. С., Гуров А.Ф., образование и структура легких нанокристаллических сплавов в системе Al-Ni-РЗМ, Физика металлов и металловедение, 2000, т.90, №2, с. 95-100.

81. Zhang Lin, Wu Youshi, Bian Xiufang, Li Hui, et al., Origin of the prepeak in the structure factors of liquid and amorphous Al-Fe-Ce alloys, J. Phys.: Condens. Matter, 1999, V. lip. 7959-7969.

82. Yang L Y, Zhao J G, Zhan W S, Yang С Y, Zhou Y Q and Fung К К, Icosahedral phase in rapidly cooled Al-Fe-Ce alloy, J. Phys. F: Met. Phys., 1987 V. 17 p. L97-L99.

83. Zhang C., Wu Y., Cai X., Zhao F., Zheng S., Zhou G. and Wu S., Icosahedral phase in rapidly solidified Al-Fe-Ce alloy, Materials Science and Engineering A, 2002, v. 323, issues 1-2, p. 226-231.

84. Watanabe M., Inoue A., Kimura H. M., et al., High Mechanical Strength of Rapidly Solidified Al92Mn6Ln2 (Ln=Lanthanide Metal) Alloys with Finely Mixed Icosahedral and Al Phases, Materials Transactions, JIM, 1993, v.34No.2 p.162-168.

85. Chuanjiang Zhang, Youshi Wul, Shouyi Dong, et al., Microstructural • evolution in amorphous Al-based alloys, J. Phys.: Condens. Matter, 2002,v. 14, p. L111-L116.

86. Heusler Fr., Angewandte Chemie, Uber Manganbronze und iiber die Synthese magnetisierbarer Legierungen aus unmagnetischen Metallen, v. 17, 1904, p. 260-264.

87. Вонсовский C.B. Магнетизм, монография — M., Наука, 1971, с.615-637.

88. Arai S. Nagakura M., Research on the Magnetic Properties of Mn-Bi Binary Alloy, Memoirs of the Institute of Sciences and Technology, Meiji University, 1975, v. 14, p. 7-1 7-15.

89. Френкель Я.И., Дорфман Я.Г., Постоянный магнит из порошка MnBi, УФН, т.49, вып. 4, с. 612-614.

90. Yang J В et al., Crystal structure, magnetic properties and electronic structure of the MnBi intermetallic compound, 2002 J. Phys.: Condens. Matter 14 6509-6519.

91. Graham С., Notis M., Boulbes J.C., Magnetic properties of directionally solidified MnBi-Bi eutectics, IEEE Transactions on Magnetics, 1972, v. 8, issue 3, p. 351.

92. Zheng J.-C. and Davenport J. W. Ferromagnetism and stability of half-metallic MnSb and MnBi in the strained zinc-blende structure: Predictions from full potential and pseudopotential calculations., Physical Rev. В., 2004, 69, p. 144415-1-9.

93. Liu Y., Zhang J., Jia G., Zhang X., .et. al., Magnetic anisotropy properties and spin reorientation for textured Bi-Mn alloys fabricated by a field-inducing technique., Physical Rev. В., 2004, 70, p. 184424-1-6.

94. Liu' Y., Zhang J., Cao S., Zhang X., Jia G.,.et al., Microstructure, crystallization, and magnetization behaviors in MnBi-Bi composites aligned by applied magnetic field., Physical Rev. В., 2005, 72, p. 2144101-7.

95. Roberts B. W. and Bean C. P., Large Magnetic Kerr Rotation in BiMn Alloy, Phys. Rev., 1954, v. 96, p. 1494 1496.

96. Masafumi N., Mitsuya O., Read/Write Characteristics of MnBi Magneto-Optical Disk Fabricated on Photo-Polymer Substrate, Japanese Journal of Applied Physics, 1995, v. 34, issue 6B, p. L744-L747.

97. Tamaki H., Takeuchi S., Localized Impurity States in Liquid Metals: Paramagnetic Susceptibilities of Manganese in Liquid Metals., J. Phys. Soc. Jpn. 1967, 22 p. 1042-1045.

98. Graham C., Notis M., Boulbes J.C., Magnetic properties of directionally solidified MnBi-Bi eutectics, IEEE Transactions on Magnetics, 1972, v. 8, issue 3, p. 351.

99. Jaswal S. S., Shen J. X., Kirby R. D., and Sellmyer D. J., Electronic structure and magneto-optical properties of MnBi and MnBiAl, J. Appl. Phys., 1994, v. 75 , p. 6346-6347.

100. Lewis L.H., Size Effects in Nanostructured MnBi, Abstract Submitted for the MAR06 Meeting of The American Physical Society, 2005, p. 392.

101. Yang J В et al., Crystal structure, magnetic properties and electronic structure of the MnBi intermetallic compound, 2002 J. Phys.: Condens. Matter 14 6509-6519.

102. Kang K., MnBi nanoparticles with perpendicular magnetic anisotropy, Journal of Alloys and Compounds, 2007, v. 439, issues 1-2, p. 201-204.

103. Shetty M.N., Rawat D.K., Rai K.N., Magnetic properties of directionally solidified Bi-Mn alloys, Journal Of Materials Science, 1987, v. 22, p. 1908-1912.

104. Ren Z., LI X., Deng K., et al., Solidification structures of Bi-Mn alloys under a high magnetic field, Journal of Shanghai University (English Edition), 2006, v. 10 (1), p. 74 77.

105. Li X., Ren Z.M. and Fautrelle Y., The alignment, aggregation and magnetization behaviors in MnBi—Bi composites solidified under a high magnetic field, Intermetallics, 2007, v. 15, issue 7, p. 845-855.

106. Li X., Ren Z.M. and Fautrelle Y., Phase distribution and phase structure control through a high gradient magnetic field during the solidification process, Materials «fe Design, 2008, v. 29, issue 9, p. 1796-1801.

107. Liu Y., Zhang J., Ren Z., Cao S., Zhang X., Jia G., Li X., Deng K. and Zhang J., Magnetic alignment of MnBi crystals and magnetic properties of MnBi-Bi composites, Current Applied Physics, 2007, v. 7, issue 5, p. 555560.

108. Ren Z., Li X., Wang H., Deng K. and Zhuang Y., The segregated structure of MnBi in Bi-Mn alloy solidified under a high magnetic field, Materials Letters, 2004, v. 58, issues 27-28, p. 3405-3409.

109. Ren Z., Li Xi, Sun Y., Gao Y., Deng K. and Zhong Y., Influence of high magnetic field on peritectic transformation during solidification of Bi-Mn alloy, Calphad, 2006, v. 30, issue 3, p. 277-285.

110. Schroder К et al., Effect of ultrasonic pulses on the magnetisation of ferromagnetic precipitates in bismuth rich Bi-Mn, J. Phys. F: Met. Phys., 1979, v. 9 p. 2115-2119.

111. Das S.K., Chaudhuri S., Pal A.K., Thickness dependence of Curie temperature of MnBi thin films, Journal Of Materials Science Letters 4 (1985) p. 1203-1207.

112. Clifford E., Venkatesan M. and J. Coey M. D., Large magneto resistance in MnBi point contacts, Journal of Magnetism and Magnetic Materials, 2004, v. 272-276, part 2, p. 1614-1615.

113. Yoshida K., Morimoto C. and Yamada Т., New metastable alloy phase in Mn-Bi system produced by crystallization of amorphous films, Journal of Crystal Growth, 1982, v. 58, issue 1, p. 229-235.

114. Pinch R.G., Busch G., Poit W., Larson D.J., The Bi-MnBi Eutectic Region of the, Metall. Trans. A., 1980. v. 11. № 1. p. 193-194.

115. Диаграммы состояния двойных металлических систем / под ред. Н.П. Лякишева. — т.1. М., Машиностроение, 1996, с. 660.

116. Binary Alloy Phase Diagrams, Vol. 1, II ed. by Т. B. Massalsky, ASM, (1990) p. 759-762.

117. Sidorov V.E., Goltyakov B.P., Son L.D. The equipment for magnetic susceptibility measurements //Abstract of IMECO-95, Praha, Chekh. Rep. (1995) p.36.

118. Глазов B.M., Вобст M., Тимошенко В.И. Методы исследования свойств жидких металлов и полупроводников. //М: Металлургия. (1989) с.384.

119. Балкевич B.JI., Техническая керамика: Учебное пособие для втузов, 2-е издание перераб. и доп. М.: Стройиздат, 1984, с. 134-135.

120. Курбатов П.В., Методические указания по к лабораторным работам по магнетохимии для студентов дневного и вечернего отделений химического факультета РГУ, Ростов-на-Дону, 1993, с. 30.

121. Сидоров В.Е. Магнитная восприимчивость разбавленных сплавов железа при высоких температурах: Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук — Свердловск, 1988.

122. Довгопол С.П., Заборовская И.А.,Обзоры по теплофизическим свойствам, № 2 (34), 1982, с.8.

123. Сингер В.В., Довгопол М.П., Довгопол С.П. и др., Высокотемпературное исследование магнитной восприимчивости сплавов железа с марганцем., Изв. Вузов. Физика, №1, 1976, с. 69-74.

124. Ishida К., Ohno S., Okada Т., Magnetic properties of liquid 3-d metal Si-alloys, J: of Non Crystalline Solids, V. 353, 2007, p. 3089-3093.

125. Довгопол С.П., Заборовская И.А., Обзоры по теплофизическим свойствам, № 2 (34), 1982, с. 132.

126. Баум Б.А. Металлические жидкости. -М.: Наука, 1979. -120с.

127. Физические величины. // под. ред. И.С. Григорьева, М.З. Мейлихова:-М.: Энергоамтомиздат, 1991, 1234с.

128. Арсентьев П.П., Коледов А.А., Металлические расплавы и их свойства М.: Металлургия, 1976, с. 376.

129. Dovgopol S. P., Antropov V. A., Radovskii I. Z., Geld P. V., Magnetic Susceptibility and Electronic Structure of Co-Si and Co-Ge Alloys at High Temperatures, V. 70, № 2, 1975, p. 439-449.

130. Сингер В. В., Довгопол С. П., Крохин A. JL, Радовский И. 3., Гельд П. В. Магнитная восприимчивость и электронная структура сплавов железа, кобальта и никеля при высоких температурах, Физика металлов и металловедение, т. 48, 1979, с. 736-749.

131. Сингер В.В., Радовский И.З. Обзоры по теплофизическим свойствам, № 4 (72), 1988, с.35.

132. Ishida К., Ohno S., Okada Т., Magnetic properties of liquid 3-d metal Si-alloys, J. ofNon Crystalline Solids, V. 353, 2007, p. 3089-3093.

133. Kojima H., Tebble R. S. Williams D., Proc. Roy. Soc. Ser. A. v.260 (1961), p.237.

134. Галошина Э.В. Магнитная восприимчивость переходных d-металлов, не обладающих магнитным порядком//УФН, 113-1 (1974), с. 105.

135. Suzuki Н., Miyahara S.//Phys. Soc. Japan. V. 20, (1965) p.2102.

136. Squire C.F., Kauftnann A.R. J. Chem. Phys. V. 9, (1941) p. 673.

137. Taniguchi S., Tebble R. S., Williams D. E., Proc. R. Soc. London. Ser. A 265 (1962) p.502.

138. Вонсовский C.B. монография, Главная редакция физико-математической литературы изд-ва «Наука». (1971) с. 564-615.

139. Вонсовский С.В., Изюмов Ю.А. Электронная теория переходных металлов //УФН. 77-3 (1962) с. 377.

140. Мория Т. Последние достижения теории магнетизма коллективизированных, электронов //УФН. 135 (1981) с.117.

141. Левитин Р.З., Маркосян А.С. Зонный метамагнетизм // УФН. 155 4(1988) с. 623.

142. Garber М., Henry W. G., Hoeve Н. G.,Canad. J. Phys. I960. Vol. 38. P. 1595—1603.

143. Ц. Райхинштейн, О влиянии химической природы вещества на магнитные свойства тел, УФН, № 3-4, 1918, 205-224 с.

144. Катлер М. Жидкие полупроводники, монография М., Мир, 1980. 47с.

145. Ohno S., Ishida К., Okada Т., Magnetic properties of liquid Ti-Si, V-Si and Cr-Si alloys, J. of Alloys and Compounds, V. 452, 2008, p. 178-181.

146. Веркин Б. И., Свечкарев И. В.//Укр. физ. журн. 1962. Т. 7, № 3. С. 322—325.

147. TerzieffP. Auchet J. Electronic structure of 3d transition metal solutes in liquid aluminium. J. Phys.: Condens. Matter, 1998, V. 10, p. 4139^1145.

148. Bretonnet J. L. Auchet J., Electronic states of Fe, Co and Ni impurities in liquid aluminium. Phys.: Condens. Matter, 1991, V. 3, p. 7957-7961.

149. Бродова И.Г., Попель П.С., Барбин H.M., Ватолин Н.А. Исходные расплавы как основа формирования структуры и свойств алюминиевых сплавов. Екатеринбург: УрО РАН, 2005, -369 с.

150. Реми Г., Курс неорганической химии, т. 2, 209 с.

151. Уайт Р. Квантовая теория магнетизма, пер. с англ. 2-е изд., —М.: Мир, 1985. с. 304.

152. Фальковский, Физические свойства висмута, УФН, 1968, т.94, вып. 1, с. 3-40.

153. Сидоров В.Е. Примесные эффекты в Зd-пepexoдныx металлах при" высоких температурах. Диссертация на соискание ученой степенидоктора физико-математических наук — Екатеринбург, 1998.

154. Гольтяков Б.П., Попель П.С., Прохоренко В.Я., Сидоров В.Е., Магнитные эффекты, свидетельствующие о наследственности микронеоднородности расплавов Аи-Со, Расплавы, № 6, 1988, с. 5256.

155. Taylor К. Physics of Rare Earth Solids. Adv. Phys., 1971, V. 20, p. 551558.

156. Buschow K. Intermetallic compounds of rare earths and non-magnetic metals. Rep. Prog. Phys. 1979, 42, p. 1373-1477.

157. U. Schwingenschlogl, and C. Schuster, Geometry effects at atomic-size aluminium contacts, Chemical Physics Letters, 2007, v. 439, issues 1-3, p. 143-147.

158. Кувандиков O.K., Шакаров X.O. Магнитная восприимчивость интерметаллидов в системе РЗМ-А1 при высоких температурах — Известия высших учебных заведений. Физика, 2004, №3, с.78-81.

159. Гуденаф Д., Магнетизм и химическая связь, перев. с англ. под ред. Левина Б.Е. и Горелика С.С., М.: Металлургия, 1968, 328 с.