Структура аморфных металлических сплавов Co80(Cr, Mo)10 Zr10 и ее изменение при нагреве тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

московский

ордена октябрьской революции и ордена трудового красного знамени институт стали и сплавов

На правах рукописи

удк 539.213

ТАГАБИЛЕВ Геннатул Хамнтович

СТРУКТУРА АМОРФНЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ Со80(Сг, Мо)10гг10 И ЕЕ ИЗМЕНЕНИЕ ПРИ НАГРЕВЕ

Специальность 01.04.07 — «Физика твердого тела»

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

/

/

Москва 1992

Работа выполнена на кафедре рентгенографии и физики металлов Московского института стали и сплавов.

Научный руководитель: доктор технических наук, профессор СКАКОВ 10. А.

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук ФАДЕЕВА В. И. кандидат физико-математических наук МАКАРОВ В. А.

Ведущая организация: Институт физики твердого тела РАН (г. Черноголовка)

Защита диссертации состоится « » 1992 г. в

часов на заседании специализированного совета К 053.08.06 при Московском институте стали и сплавов по адресу: 117936, г. Москва, Ленинский проспект, д. 6, ауд. 224.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Московского института стали и сплавов.

Автореферат разослан « » МЯЯ 1992 года.

Ученый секретарь специализированного совета кандидат физико-математических наук Я. М. МУК.ОВСК.ИЙ

. , 1 ' ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

дуальность темы. Повышенный интерес к изучению аморфных металлических сплавов (AMC), вызванный перспективами использования их высоких механических, коррозионных, магнитных свойств и уникальных комбинаций 3inx свойств, обусловливает использование соьремзн-

Г1

ных методов исследования структуры и свойств этих материалов, их зависимости от состава сплава, технологии получения и последующей обработки. Довольно подробно представлены в литературе результаты исследования AMC, содержащих неметаллические атомы ( B,S1,P,C ), в то время как особенности структуры безметаллоидных аморфных сплавов изучены на модельных сплавах немногих систем. Практически отсутствует систематическое изучение изменения структуры таких AMC при нагреве в докристаллизанионном интервале температур и в процессе кристаллизации. Сравнение и интерпретация результатов, полученных различными авторами, осложняются влиянием технологических условий получения образцов.

Особенности атомного строения металлических сплавов в аморфном состоянии, связанные с отсутствием трехмерной упорядоченности, значительно снижают информативность обычных рентгеноструктурных методов и обусловливают необходимость применения новых методов'исследования структуры.

В последние годы интенсивно изучаются свойства безметаллоидных высококобальтовых магнито-мягких аморфных —шавов с близкой к нулю магнитост^икцией на базе системы Co-Zr. Высокие свойства получены при использовании в качестве легирующих компонентов атомов Сг и Мо, близких по электронному строению,- но значительно отличающихся размерами. Термообработка таких, сплавов в докристаллизаци-онном интервале емператур зэметно влияет на -уровень физических свойств. Для оптимизации состава и обработки, решения проблемы

формирования заданных свойств необходимо систематическое изучение особенностей стру; .'уры и структурных изменений в этих сплавах при нагреве.

Цэль работы. Используя современные структурные метода, выявить особенности атомного строения AMC Co80(Cr,Mo)10Zr10 в исходном состоянии и его связь со структурой кристаллических фаз; изучить процессы перестройки структуры при нагреве, вызывающие изменения физических свойств.

Научная новизна диссертации состоит в следующем:

• 1. Наблюдавшийся ранее эффект дополнительного сдвига максимумов "модуля Фурье-преобразования осциллирующей части рентгеновского коэффициента поглощения, объясняемый асимметрией радиального распределения, использован для 'анализа структурных изменений в аморфных металлических сплавах. Систематическим исследованием валяния отжигов на структуру аморфных сплавов методом EXAFS-спектро-скоТш"! с привлечением рентгеноструктурных методов показано, что дополнительный сдвиг определяется особь^ностями аморфной структуры и степенью ее топологической однородности, изменяющейся при нагреЕе в докристаллизационном интервале температур.

2. На основании анализа зависимости положения главного пика функции F(r), получаемой из EXAFS-эксперимента, от температуры отжигов и данных малоуглового рассеяния сделан вывод о протекании процессов стабилизации аморфной матрицы и образования концентрационных неоднородностей при - отжиге аморфных сплавов. Стабилизация аморфной матрицы проявляется е увеличении асимметрии радиального распределения. Выявлено увеличение гомогенности изученных аморфных сплавов при отжиге ( при температуре 400°С ).

3.. Методом скоростной диф^ чтометрии на источнике синхротрон-ного излучения изучен процесс кристаллизации аморфных сплавов при

непрерывном нагреве, особенности кинетики выделения кристаллических фаз и влияние легирования на структуру выделяющихся фаз. Практическое значение работы.

Выявленные особенности перестройки структуры при нагреве л вли-г»

яние легирующих компонентов на процесс кристаллизации могут быть использованы для целенаправленного формирования заданных свойств магнито-мягких материалов на основе системы Со-гг.

Предложенный способ расчета и анализа дополнительных сдвигов главного пика функции Р(г), получаемой из ЕХАРБ-эксперимента в аморфных сплавах, может использоваться для изучения процессов' перестройки атомной структуры в этих материалах.

Апробация работы. Результаты диссертационной работы'докладывались и обеуя^ались на: 3-й Всесоюзной конференции " Проблемы исследования структуры аморфных металлических сплавов" ( г. Москва,

1988 ), Симпозиуме по физике аморфных магнетиков ( г.Дивногорск,

1989 ), Международной конференции по использованию синхротронного излучения ( г.Москва,1990 ), на научных семинарах МИСиС ( 1984 -1987 ).

Публикации. Основные результаты диссертации опубликованы в четырех печатных работах.

Объем работы. Диссертацийнная работа состоит из введения, о глав, заключения и списка .литературы из 10° наименований. Работа изложена на 114 страницах машинописного текста и иллюстрируется 37 рисунками и 17 таблицами.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ -Во введении с основывается актуальность выбранной темы и объекта исследования, описывается структура диссертация и ее основные положения.

В первой главе изложены современные представления о структуре аморфных металлических сплавов и' процессах, происходящих при нагреве. На основе анализа имеющихся в литературе дашшх делается вывод о том, что в настоящее время нет полного понимания особенностей структуры этих материалов и ее изменения в процесса структурной релаксации. Представлены литературные данные о ст{ ктуре и свойствах аморфных сплавов на основе системы 0о-7,г и зависимости свойств- сплавов,- выбранных в качестве объекта исследования , от температуры отжигов.

, Вторая глава содержит описание возможностей и особенностей использованных в работе методик исследования структуры амо^шх сплавов. Описан формализм функций радиального распределения, методика корректировки интенсивности рассеяния и получения структурного фактора. Приведены формулы для расчета поправок и обоснован выбор комбинированной схемы съемки. Представлены результаты расчета интенсивности флюоресценции и двойного рассеяния. Показано, что рентгеновская плотность может быть определена непосредственно из эксперимента с погрешностью около 1% . Оценена точность получаемых характеристик структурного фактора и парной корреляционной функции.

Описана схема малоугловой установки и показаны преимущества использования однокоординатного детектора РКД-1 в сочетании со схемой Кратки для исследования РМУ в аморфных сплавах.

В работе подробно излагается методика ЕХАГБ-спектроскопии, дримекительно к аморфным сплавам. Описана процедура получения спектров на станшга ЕХАГБ-спектроскопии в Сибирском центре син-хротронного излучения, обработки этих спектров, проведен расчет фазовых сдвигов для различных сортов атомов. Показано, что случайная ошибка определения межатомных расстояний значительно мень-

- т -

о

ше систематической и составляет около 0,01А при проведении экспериментов на однотипных образцах.

Использование мощного источника синхротронного излучения позволило исследовать процесс кристаллизации аморфных сплавов при непрерывном нагреве. Описаны особенности методики, скоростной диф-рактометрии для изучения процесса кристаллизации.

Описаны методики определения некоторых физических свойств изученных аморфных сплавов и моделирования структуры размытием кристаллических решеток.

В третьей главе приведены составы и основные физические характеристики изученных аморфных сплавов. Показано, что средняя атомная плотность изученных .сплавов ( 0,080±0,001 ат./ А ); находится на уровне плотности кристаллических фаз в системе Co-Zr ( пересыщенный твердый раствор 10% 7,г в Со ( расчет )и Co5Zr ( метаста-бильная)), в некоторых случаях (Co23Zr6) даже превышая ее. Плотность практически не изменяется при замене атомов Сг атомами Мо,

о

несмотря на различие ( на 0,12 А ) атомных радиусов. Фазовый состав после кристаллизации характеризуется наличием во всех сплавах фаз Co23Zr6 и d-Co (ГП). Атомы хрома не образуют самостоятельной фазы и находятся в твердом растворе, в то время как атомы Мо, которые согласно равновесной диаграмме состояния имеют узкую область растворимости в кобальте в области темпера"-,р, близких к температуре кристал."т<1зации, образуют фазу Со3Мо. На некоторых участках свободной поверхности аморфной ленты состава COggC^ 0Zr.¡ 0 имеется незначительное количество кристаллической фазы, которая идентифи-■ цирована методом электронной микроскопии как Co23Zr6.

- В четвертой г. )ве излсжеш; результаты исследования структуры аморфных сплавов Co80(Cr,Mo)10Zr10 п исходном состоянии.

Анализ структурного факгора и парной корреляционной функции •

показывает, что сплав с Сг в исходном состоянии обладает более чыражелным поряд! м, чем сплав - Мо. Первое координационное число равно 11,3+0,1 и практически не зависит от состава сплава. Первый максимум парной корреляционной функции g(г) характеризуется асимметрией и даже наличием "плеча" в сплаве с 10ат.% Сг. Центр тя-

о

жести соответствует межатомному расстоянию 2,47-2,50 А, в зависимости от состава, что меньше суммы гольдшмидтовских радиусов. На1 основании анализа межатомных расстояний в кристаллических фазах и моделирования первого пика g(г) двумя гауссианами сделан вывод о

сильном химическом взаимодействии компонентов сплавов, приводя-

о

щем'к уменьшению ( на 0,05 А ) кратчайших межатомных расстояний.

Сходный характер взаимодействия в аморфном и кристаллическом состоянии позволил использовать метод размытия кристаллических решеток для моделирования структуры. Особенности экспериментам: -ной парной корреляционной функции удалось наиболее точно воспро-изйе^ти размытием решетки фазы Со2з2г6 при равновероятном заполнении узлов "средним" для данного сосаива атомом. Сделан вывод о сходстве топологического ближнего порядка в аморфном сплаве и фазе Со232г6.

Особенностью функций радиального распределения Р(г) . получаемых из ЕШ^-эксперимента длч атомов определенного'сорта (рис. 1,2), являются аномально малые значения кратчайших межатомных расстоя-

о

ний, которые, с-учетом фазового-сдвига, составляют: 2,34 А для

о о

атомов Со, 2,33 А для атомов Сг, 2,57-2,61 А для атомов 2г (в зао о бисимости от состава) и 2,42 А для атомов Мо.что на 0,15-0,25 А

меньше суммы гольдшмидтовских радиусов для контактов с атомами Со, наименьшими по размеру. Показано, что этот эффект связан с. особенностями методики и может С -ь об-ъаенэн асимметрией радиального .распределения атомов. Проведен расчет доюакаатвлышх сдвигов мак-

л-VA-;

«у

*)

/Г, 4 ■

Рис.1. Осциллирующая часть рентгеновского коэффициента поглощения ( K-край Со) в AMC Co80Mo10Zr10 в исходном (а) и закристаллизованном (б) состоянии

З.о

/.о

Ffr) а)

. 3. оз

У

нч.

6, о

Ь.о

Р.о

F(r) ¿)

А

■¡J

2.0 Ь.О б.О <9,0 О п. I

Я.О 4.0 б.О . Г, *

Рис.2. Фулкиия радиального распределения атомов вокруг атомов Со в AMC Co80Mo10Zr10 в исходном (а) и закристаллизованном (б) состоянии

з.о

симумов функции F(r) для случая, когда первый пик g(r) описывается асилметричным ауссианом вид":

2 2

е.тр1-(г-г0)/<з1 ] при г<г0

g(r)=

2 2

expr-(r-r0)/tfg] при

На основании анализа экспериментальных и литературных да.лшх показано, что асимметрия радиального распределения определяется не только Химическим взаимодействием компонентов изученной системы, но также ( и в основном ) особенностью самого аморфного состояния. Имея ввиду, что наибольшая асимметрия распределения существуем в жидком состоянии,а в закристаллизованных образцах допопол-нительный сдвиг не наблюдается, величина этого сдвига может быть использована'для характеристики-аморфного состояния.

В пятой главе представлены результаты исследования структурах изменений в изученных аморфных сплавах при нагреве в докристалли-заЦионном интервале температур и в процессе кристаллизации при непрерывном нагреве. Показано, что в ь..¿одном состоянии изученные сплавы имеют достаточно гомогенную структуру, о чем свидетельствует практически полное отсутствие малоуглового рассеяния ( кривые 1, рис.3 ). Отжиг аморфного сплава Co80Cr10Zr10 при температурах

ниже 350°С приводит к смешению положения главного пика функций

о о

FCo(r) и FCr(r) на 0,02 А, а Fz (г) - на 0.04 А в сторону меньших

межатомных расстояний. Отжиги при более высоких температурах не вызывают заметных изменений, в FCo(r) и FZr(r) вплоть до темпера-'туры 450-4б0°С, когда на FZr(r) наблюдается рост амплитуда максимума, соответствующего второй координационной сфере. При температурах откига 400 - 420иС максимум F(r) соответствует межатомному о

расстоянию на 0,04 Л меньше, чем в исходном состоянии. Некоторое повышение первого координационного радиуса Сг при температуре от-

Зрцу(ипп.) »/О ~3 а.)

Гиг.З. Интенсивность РШ в ЛМО СОддй^0 (а.) и СоапКо1Огг1О(0^ в исходном состоянии (1') и после изохронных ( 1 час ) отжигов при температурах: 300°С (2), ЗР0°С (3). 400°С (4), 420°С (5)

жига 350°С (рис.4а) совпадает с резким ростом интенсивности малоузлового рассеянш. (кривая З.риг За). На основе расчета по Гинье

и анализа инвариантов Порода сделан вывод, что РМУ вызвано неод-

о

нородностями электронной плотности размером 150 А, не имеющими резкой границы с матрицей. 'Сравнение результатов, полученных методами ЕХАЕЗ-спектроскопии и РМУ, а также данных по изменению механических и магнитных свойств, позволило сделать вывод, что речь, идет о Тфоцессе концентрационного расслоения с образованием областей с повышенным числом контактов Сг-Сг.

•Отжиг АМС Со80Мо10гг10 при температуре 250°С вызывает сдвиг максимумов функций ГСо(г), Р2г(г) и РМо(г) на 0,02-0,03 А в сторону. меньших межатомных расстояний. На зависимости положения главного пика ГИо'(г) от температуры отжига (рис.46) наблюдается минимум при 400°С. При этой же температуре происходит снижение интенсивности РМУ ( после роста при 350°С ) (рис.36), более значительное", "ем в сплаве с Сг.

Анализ разностных структурных факторов и парных корреляционных функций показывает, что процессы стабилизации аморфной матрицы, сопровоадающиеся некоторым увеличением высоты первого пика структурного фактора, в сплаве с Сг начинаются при более низких температурах отжига (250°С), чем в сплаве с Мо (выше 300°С), и протекают более интенсивно.

Рост интенсивности РМУ при температурах выше 420°С во всех изученных сплавах, сопровождающийся ростом амплитуды максимума соответствующего второй координационной сфере, при отсутствии заметных изменений парциальных функций распределения вокруг других атомов, объясняется формированием зародышей кристаллической фазы, в которой сосредоточено оснор" ">е количество отомое гг.

' Полученные результаты свидетельствуют о том, что нагрев изу-

Г, Л

5

£.02 2,00

1, 93 /, 96 1,94

I I I

т 1

I I

I

исз?. ЗЭО ЗЗО 400 440 кгрисгг.

Тех. "С

пл

3.15

I

I

да?

1.93 1,96

1.94

I

Г

I

■I I

I

¿ллал 300 350 400 430 4Ь0

КриаТ. Га, °а

Рио.4. Зависимость положения главного максимума функции радиального распределения атомов вокруг атомов Сг (а)'и Мо (б), полученной из ЕХАРБ-эксперимента, от температуры изохронных ( 1 час ) откигов

ченных аморфных сплавов приводит к переходу атомной структуры к более стабильному состоянию ( структура становится топологически более однородной ), что характеризуется ростом интенсивности рас сияния в области первого максимума структурного фактора, увеличением асимметрии радиального распределения атомов, проявляющимся в смещении максимумов парциальных функций атомнг 'о распределения, получаемых из EXAFS-эксперимента, в сторону меньших межатомных расстояний. Процессы стабилизации в сплаве с Gr ( менее стабильном в исходном состоянии ) начинаются при более низких "температурах и протекают более интенсивно, чем в сплаве с Мо. Эти процессы сопровождаются формированием при температурах отжига 350°С концентрационных неоднородностей, содержащих повышенное число контактов Сг-Сг и Мо-Мо, что вызывает отклонение от монотонного уменьшения первого межатомного расстояния на соответствующих ■ парциальных функциях распределения. Уменьшение интенсивности РМУ после отжига при температуре 400°С может быть связано с процессами "плавления" аморфных сплавов вблизи температуры (или одной из температур) расстекловывания.

Последовательность выделения кристаллических фаз при непрерывном нагреве и их структура изучены методом скоростной дифракто-метрии (рис.5). Показано, что нагрев AMC Co80Cr.,QZr1 п приводит к выделению на первом этапе кристаллизации метастабилыюй кристаллической фазы COgZr ( изоморфная NlgZr ). Практически одновременно ( с интервалом не более 30 сек. ) еыдоляотся ГЦК-фпза. Оценочный расчет показал, что эта фаза представляет собой пересыщенный твердый раствор Zr в /з-Со, содержащий около .3 ат Л Zr, в то время как, согласно равновесной диаграмме состояния, растворимость Zr в Со не превышает 1- 2 ат Л. Дальнейший нагрев приводит к появлению равновесной кристаллической фазы OOpgZry, 0 При охлаждо-

с

36, граа. «А5> град.

Рис.5. Ди./фактограмш кристаллизации AMC Co?,ClCr10Zr10 .Ли

Co80Mo1c)Zr10 (б) при непрерывном нагреве сс скоростью 10°С!/мин,

о

длина волны ,627 А

нии происходит превращение р-Со в d-Co (ГП) с выделением Co23Zr6 и COgZf1 в Co23Zr6. Таким образом, схема кристаллизации имеет вид: AMC AMC + COgZr -» AMC + Co5Zr + p-Co •» COgZr + COggZrg + p-Gc ► <охлаждение) -» Co23Zr6 + d-co.

На первой стадии кристаллизации AMC CoSC)Mo10Zr10 выделяется кристаллическая фаза Co23Zr6 ( возможно, с небольшие количеством COgZr ). На втором этапе кристаллизуется фаза Со3Мо и /э-Со. Дальнейший нагрев и последующее охлавдениэ практически не изменяют фазовый состав, приводя лишь к переходу Со в низкотемпературную модификации. Схема кристаллизации имеет вид: AMC -» AMC + Co23Zr6 -> AMC + COggZrg + Co3Mo -» Co23Zr6 + Co3Mo + +■ p-Co •» (охлавдение ) •» Co23Zr6 + Co^Mo + d-Co.

Кристаллизация AMC Co80Cr5Mo5Zr10 начинается с выделения фазы Co5Zr, как и в сплаве без Мо. На втором этапе появляются рефлексы Со3Мо и, при дальнейшем нагреве, р-Со. Схема кристаллизации в этом случая может быть представлена в виде:

AMC AMC + COgZr -» AfilC +COgZr + Co3Mo •» COgZr + Co23Zr6 + Co3Mo + + p-Co -» (охлаждение ) -» Co23Zr6 + Co3Mo + oi-Co.

Таким образом, атомы Cr и Mo по-разному влияют на процесс кристаллизации изученных аморфных сплавов. Атомы Сг, близкие по размеру к атомам Со. образуют твердый раствор замещения , занимая позиции, топологически идентичные позициям атомов Со, что также подтверждается практически идентичными функциями радиального распределения вокруг этих атомов, полученными из EXAFS-эксперимента, в аморфном и кристаллическом состоянии. Атомы Мо, заметно отличаясь по размеру, формируют отдельную кристаллическую фазу. При этом частично подавляется выделение метастабильной фазы COgZr и повышается температура кристаллизации. Г1о результатам исследования процесса кристаллизации построены кинетическ^о кривые виде-

с

ления кристаллических фаз.

В заключении кратко изложены основные результаты диссертацион-

ной работы.

ВЫВОДЫ

1. Аморфные металлические сплавы Соа0(Сг,Мо)102г10 характеризуются заметным химическим взаимодействием компонентов, вызываю-

о

щим уменьшение кратчайших межатомных расстояний на 0,05 А по сравнению с суммой гольдшмидтовских радиусов и высокую плотность в аморфном состоянии ( на уровне или даже шив плотности кристаллических фаз в системе Со-гг в соответствующей области концентраций ).

2. Дополнительный сдвиг главного пика модуля Фурье-преобразования осциллирующей части рентгеновского коэффициента поглощения в сторону уменьшения межатомных расстояний определяется разупоря-доченностью структуры аморфных сплавов, вызывающей-асимметрии-радиального распределения атомов. Величина сдвига изменяется с изменением топологической однородности изученных аморфных сплавов.

3. Распределение атомов в изученных аморфных сплавах характеризуется наличием двух подсфер ('КЧ1<КЧ2 ) в первой координацион--ной сфере "среднего" атома, топологический ближний порядок сходен с ближним порядком в кристаллической фазе Со^Яг^, присутствующей на равновесной диаграмме состояния, что определяет особенности экспериментальных парных корреляционных функций и характер кристаллизации.

4. Нагрев изученных аморфных сплавов повышает топологическую однородность атомной структуры ( переход к солее равновесна .лу состоянию ). Одновременно с этим происходит процесс образования ке-однородностей электронной плотности. При температуре 350°С обра-

зуютел <?бласти концентрационного расслоения с повышенным числом соседств Сг-Сг и Мо-Мо, которые распадаются при повышении температуры отжига. При отжиге выше 420°С формируются зародыши кристаллических фаз, содержащих повышенное число атомов Zr ( Co23Zr6 или CugZr, в зависимости от состава сплава ).

Р. Методом скоростной дифрактометрии на источнике синхротрон-ного излучения изучены осооенности кинетики выделения кристаллических фаз при непрерывном нагреве и влияние легирования на структуру выделяющихся фаз. Схема кристаллизации аморфного сплава Со^С^qZ^0 имеет вид: AMC -» AMC + COgZr AMC + COgZr + p-Co -♦ COgZr + Co23Zrg + /э-Со -»(охлаждение) COggZrg + d-Co. Таким образом, показано, что выделяющаяся при кристаллизации сплавов о хромом метастабильная фаза Co5Zr в процессе охлаждения переходит в стабильную фазу Co23Zr6.

6. Легирование аморфных сплавов Co-IOaT.XZr молибденом повышает топологическую однородность аморфной структуры в исходном состоянии по сравнению с легированием хромом, препятствует выделению метастабильной кристаллической фазы COgZr на первой стадии кристаллизации (с выделением равновесной фазы COg^Zrg), повышая температуру кристаллизации.

7. Предложенная процедура учета дополнительного фазового сдвига максимумов функций радиального распределения, полученных из EXAi'S-экспершента, а также расчет сродней атомной плотности аморфных сплавов р'ентгеноструктуршм методом рекомендуются для использования в исследовательской практике.

Публикации. Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах:

1. Тагпбилев Г.Х., Скаков Ю.А., Шелехов Е.В. Формирование конце нтрацисшшх неоднородностей в аморфном сплягэ Co^Mo10Zr10 при

докристаллизационном нагреве // В сб.: Тезисы 3-й Всесоюзной конференции " Проблемы исследования структуры аморфных металлических сплавов Москва.- 1988, ч.1.- С.58-59.

2. Скаков Ю.'., Тагабилев Г.Х., Гусенко С.Н..Толочко Б.П.. Исследование "In situ" процесса кристаллизации аморфных металлических сплавов Co80(Cr,Mo)10Zr10 при нагреве // В сб.: Отчет о работе Центра синхротронного излучения за 1990 год.- Новосибирск,-1991.- С.62-63

3. Тагабилев Г.Х., Федоров В.К., Кочубей Д.И., Скаков Ю.А. Особенности структуры аморфных металлических сплавов Со80(Сг,Мо)102г10 по данным EXAFS-спектроскопии // В сб.: Отчет о работе Центра синхротронного излучения за 1990 год,- Новосибирск, 1991. С.133-136.

4. G.Kh.Tagabilev, V.K.Fyodorov and D.I.Kochubey, S.N.Gusenko, I.B.Kekalo and Yu.A.Slrakov. The Investigation of structural features and crystallization Л amorphous alloys Co80(Cr,Mo)10Zr10 with the use of synchrotron radiation. // Nuclear Instruments and Methods In Physics Research - 1991, A308.- P. 251-254.

Заказ Ли. Объем 1 п.л. Тираж 100 экз. Типография ЭОЗ МИСиС, ул.Орджоникидзе 8/9