Аморфные материалы (835546), страница 24
Текст из файла (страница 24)
На рис. 3.41 дается сравнение экспериментальной функции g(r) с g(r) для структуры, приведенной нарис. 3.40,а.Кобаяси с сотр. ,[57] построили модель структуры аморфногосплава Fe75 P 2 5 , в которой релаксация бинарной СПУ-структурыпроведена с использованием анизотропного потенциала Леннарда — Джонса1. При этом в качестве основного элемента формирования структуры принималась симметричная тригональная призма, как в кристалле химического соединения Fe3P.В описанных выше моделях СПУ-структур релаксационнаяпроцедура осуществлялась с использованием изотропных потенциалов.
Однако, по мнению Гаскелла и Танигути, использованиеизотропных потенциалов недостаточно при моделировании струк1 Здесь,, очевидно, неточность. Те ж е авторы в [48]* релаксацию структурыпроводили с помощью потенциала, который представлял собой обычный потенциал Морзе, модифицированный сферически несимметричной функцией, учитывающей направленность связей.
Прим. ред.94туры аморфных сплавов металл — металлоид, для которых характерно наличие полиэдров ОЛК, являющихся прямым отражениемхимической связи. Для сравнения на рис. 3.42 и 3.43 приведенырезультаты анализа полиэдров Вороного и парных функций распределения g { r ) , полученные в работе [57].Рис. 3.41. Парныефункциираспределения g(r) с высокимразрешением для аморфногосплава Pd — 20% (ат.) Si [32]:а — результаты экспериментапо упругому рассеянию импульсных нейтронов; б — модельтрехгранныхпризмО(8,6 А ); в — модель трехгранОных призм ( 1 0 А); г и д — модель деформированных призм(расстояние между атомамикремния и окружающими ихатомами палладия постоянно иОравно rSi-vP<i = 2,4 А)□ 1V □*FBИиI !ЛиаРис.
3.42,Результатыанализа полиэдров В ороного в модели СПУструктурыаморфногосплава Fe75P25 [57]:а — распределение числаграней полиэдров Вороного, построенных атомами Fe и Р; б — распределение числа реберодной грани полиэдровВороного,построенныхатомами Fe ( /) и Р (2)Числоребгр одной граниАвторами [61] установлена хорошая воспроизводимость особенностей парциальных парных функций распределения, полученных экспериментально с использованием аномального рентгеновского рассеяния.95Рис.
3.43. Парциальные ФРР аморфного сплава F e7sP25:анизотропному потенциалу Морзе, построенная из трехгранных призм [57]; б — парциальные ФРР, определенные в экспериментах по рентгеновскойдифракции с использованием аномального рассеяния [611: ^ — F e —Fe; 2 — Fe — Р; 3 — Р — Ра — модель СПУ-структуры с релаксацией по3.4.
РЕЛАКСАЦИЯ СТРУКТУРЫ АМОРФНЫХ МЕТАЛЛОВ3.4.1. Изменения структуры при низкотемпературном отжигеВ аморфном металле, полученном закалкой из жидкого состояния, при нагреве с малой скоростью в области температур нижетемпературы стеклования Tg возникают новые атомные конфигурации. В результате плотность повышается и металл переходит вболее стабильное аморфное состояние.
Этот процесс (G!^-G2) показан на рис. 3.44. Поскольку вследствие структурной релаксациимеханические и магнитные свойства аморфного металла значительно изменяются, выяснение механизма перегруппировки атомов,происходящей в ходе релаксации, является чрезвычайно важнойпроблемой.Фурье-образ ФРР, определенный методом ТСРП по формуле(3.25), может быть выражен какФ (г) = ( 2 я ) - ‘' 2 ( х (*) exp (2 i k r ) d k ^ ^ N , - — P ( 2 2 Г / Д ) - T , ( 2k)Г} 0;X exp.где2 lr-r.ф ( г ) — интенсивность/-того(3 .2 6 )пика,котораяравнаNj(r2f Gj)~lexp ( 2г}1к) Tj (2k) . Поэтому в области температур< T g, если предположить, что Г}, Nj, к и Т3 слабо зависят от температуры, все сводится к температурной зависимости а. Авторы >[40],—сравнив интенсивности первых пиков ф(г) при 77 и 300 К и исходяиз того, чтоД 0 2/ о | 7 к — <*зоок/а77 К ~~ 1 — М77 К 1МШК ~ 1 ’96(3 .2 7 )определили относительные изменения колебаний расстояний между смежными атомами.
Эти расстояния связаны с силами взаимодействия между атомами. В уравнение (3.27) величина Да2==,(Тзоол: — ° 7 7и Мт— интенсивность первых пиков <р(л) притемпературе Т.Рис. 3.44. Температурная зависимость удельного объема сплаваPd 7 7 Cu«Sii7 в жидком (L ), аморфном (G) икристаллическом (X)состояниях(сплошнаялиниявдоль стрелки от G\ и G2 соответствует процессу структурнойрелаксации) [2]Рис.
3.45. Влияние температуры отжига Та на величину расстояния между ближайшимиатомами, окружающими атомы железа и никеля в аморфном сплаве Fe40Ni4oB2o [40].Показаны относительные изменения межатомных расстояний /гВ работе [40] методом ТСРП было выяснено, как зависят оттемпературы отжига колебания межатомных расстояний в первыхкоординационных сферах атомов Fe и Ni в аморфном сплавеFe 4oNi4oB2 o. Эти результаты приведены на рис. 3.45. Видно, что колебания расстояний ме?кду атомами, окружающими атом Ni, слабоувеличиваются с температурой отжига, тогда как колебания расстояний между атомами в окружении атома Fe интенсивно возрастают при температурах отжига, больших 200°С.
Отсюда предполагается, что хрупкость, вызываемая отжигом данного аморфногосплава при температурах < T g, возникает главным образом вследствие изменения структуры окружения атомов Fe.Кроме того, авторы \[40] методом ТСРП показали, что колебания атомов, окружающих атом Fe, подавляются при замене некоторой части бора на фосфор в аморфном ©плаве Fe40Ni4oB2 o. Так, ваморфных сплавах Fe40Ni40B 2 o-.>cP:s атомы В проявляют большеехимическое сродство с атомами Ni, а атомы Р, как полагают, прочно закрепляются атомами Fe (рис.
3.46). Как видно из рисунка,метод ТСРП действительно является средством для качественнойоценки локальных структурных изменений, а для количественногоописания общих изменений структуры при релаксации необходимыдифракционные эксперименты высокой точности.Эгами '[62] провел детальное исследование структурных изменений, происходящих во время отжига в течение 30 мин при 350°Саморфного сплава Fe4oNi4oPi4B6, значительно повысив статистиче4(0,5) Зак.30797скую точность эксперимента, применив рентгеновскую дифракциюс дисперсией по энергии1. Как видно из данных, представленныхна рис. 3.47, при структурной релаксации высота пиков интерференционной функции 5 (Q) возрастает, провалы становятся болеечастыми, т.
е. повышается степень правильности структуры ближнего порядка. При этом, однако, характерно то, что высота плечавторого пика, напротив, снижается.Рис. 3.46. Влияние концентрации бора и фосфора ваморфных сплавахРе.(о№4оВго-з:Р* на изменение расстояния между ближайшими атомами, окружающими атомы железа и никеля [40]Рис. 3.47. Измененияструктуры,возникающие в результате 30-минотжигапри350°С быстрозакаленногоаморфногосплаваFe40Ni4oPi4B6 [62]:а — структурный фактор; б — парнаяфункция распределенияФукунага и Судзуки [63] провели машинные эксперименты поизучению релаксации геометрической структуры в модели СПУТСдля выяснения вопроса о том, что лежит в основе тенденции к повышению упорядоченности структуры. Релаксация геометрическойструктуры является процессом стабилизации аморфного металла,определяемым стремлением атомов занять положения как можноближе к геометрическим центрам полиэдров.
Такие атомные перемещения приводят к постепенному повышению степени локальногоближнего порядка.На рис. 3.48 показаны изменения парной функции распределения g’(r) и интерференционной функции S (Q) в модели СПУТС в1 См. статью Т. Эгами в [31]*. Прим: ред.98g(r)ав__1__ L * ....................... ....1 1Ге-;■__1I—__ I—с_j i—— 1I—— 1i—__ I1__ 1__ 1__ I—1__ — i—0f2 34 5 6 7 89E _|__I 1I__ :1__ 1l__ 1__ 1I__ 1__O l i dit 5 6 7 8 9r,AW)Рис. 3.48.
Изменение парной функции распределения (fl — г) и интерференционнойфункции (д — з) модельной структуры СПУТС в ходе геометрической структурной релаксации [63]:а, д — до релаксации; б, е — после одного цикла релаксации; в, ж — после10 циклов; г, з — после 50 циклов4* (0,5) Зак.307зависимости от числа циклов релаксации t.
Во втором несимметричном максимуме исходной функции g (r) с ростом числа цикловрелаксации изменяется соотношение между основным пиком и егоплечом, причем характер и величина этих изменений типичны дляаморфной структуры вообще. Можно также видеть, что у второгопика S(Q) появляется плечо. На рис. 3.48, г-^з для сравнения показаны функции g(r) и S(Q ) аморфной напыленной железной пленки. Видно хорошее совпадение реальных функций g(r) и S (Q) имодельных, полученных для ^= 50.3.4.2.
Кинетика структурной релаксацииФурье-преобразованием представленной на рис. 3.48 функцииЕсли S ° ( Q ) — структурный факторисходного состояния (до релаксации), a S f (Q) — интерференционная функция после t циклов структурной релаксации, то разностьмежду нимиg(r) можно получить S (Q ).Д * S ( Q ) = S * ( Q ) — S ° (Q ) .(3 .2 8 )На рис.
3.49 показаны изменения !A*S (Q) в диапазоне Q от началапервого до конца второго максимумов. Эти изменения аналогичнытем, которые наблюдал Эгами [62] при получасовом отжиге аморфного сплава Fe^N i^PuBe при 350°С (рис. 3.47).°° о °°° ° ° ° оО • § • ° о °в° о О.&‘S(Q)Ц5оФ0,3о,г0,1о-о,1-о,г®А •«■• ••• •° °° о, • •® О° °• •. Г . * ° 6о-у-4*Рис. 3.49. Изменения формы первого и второго пиков структурного фактора S (Q) при геометрической структурной релаксацииСПУ-структуры [63]Рис. 3.50. Схема модели СПУ-структуры (О — положения атомов до релаксации; ф — положение атомов после 50 циклов геометрической релаксации) [63]Сечение СПУ-структуры до и после прохождения 50 цикловструктурной релаксации схематично .приведено на рис.
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
