Реферат/сочинение: "Дiя атомiв у навколишньому середовищi"

Дiя атомiв у навколишньому середовищi

РЕФЕРАТ

на тему:

вступ…………………………………………………………………………............... 2

1. Огляд лiтератури………………………………………………………………….. 3

1. 1 Загальнi уявлення про ближнiй порядок………………………………………... 3

1. 2 Вплив упорядкування атомiв на електроопiр сплавiв………………………….. 8

1. 3 Вплив опромiнення швидкими частинками на впорядкування сплавiв………. 9

2. 1 Метод електроопору…………………………………………………………….. 14

2. 2 Термообробка зразкiв……………………………………………………………17

2. 3 Опромiнення зразкiв…………………………………………………………….. 17

3. Хiд експерименту………………………………………………………………….. 19

3. 1 Приготування зразкiв……………………………………………………………19

3. 3 Обговорення результатiв………………………………………………………... 26

4. Висновки…………………………………………………………………………... 28

5. Перелiк посилань…………………………………………………………………. 29

Вступ.

Численнi експериментальнi дослiдження довели, що порядок в розмiщеннi атомiв у сплавах iстотно впливає на їх властивостi. При впорядкуваннi спостерiгаються вагомi змiни магнiтних, електричних та iнших властивостей сплавiв. Тому як експериментальне, так i теоретичне вивчення впорядкування атомiв та його впливу на властивостi сплавiв має великий практичний iнтерес для отримання матерiалiв з потрiбними властивостями. Існування ближнього порядку обумовлено фундаментальними особливостями атомної, електронної та спiнової структур, i тому данi про ближнiй порядок можуть бути використанi для вивчення характеру i природи мiжатомних взаємодiй в кристалах, та пов’язаних з ними особливостей сплавiв. Цi данi можуть бути отриманi на основi комплексних дослiджень, а саме дослiджень кiнетики встановлення ближнього порядку, поведiнки сплавiв пiсля деформацiї, вiдпалу, гартування, опромiнення та iнших видiв обробок. Використовуючи цю iнформацiю, а також варiюючи склад, концентрацiю, температуру та iншi фактори, можна дiстати певнi уявлення про тип ближнього порядку, про прiоритети та тенденцiї в розмiщеннi атомiв для певного виду сплавiв.

Сплави на основi благородних металiв вже не один раз використовувались для перевiрки рiзних моделей, теорiй твердих розчинiв та атомного впорядкування. Цiкавiсть до сплаву Ag-Zn обумовлена кiлькома причинами. Незважаючи на те, що ця система вiдома досить давно [1] та багато параметрiв для неї є визначеними, все ж цього недостатньо, оскiльки, наприклад, параметри ближнього порядку визначались лише для одиничних концентрацiй. До того ж вiдомостей про особливостi a^- , x^- у виробництвi припоїв. Срiбнi припої в бiльшостi мiстять в якостi легуючих домiшок Cu, Zn, Cd, i застосовуються в реактивнiй технiцi та лiтакобудiвництвi (необхiдне поєднання корозiйної стiйкостi, мiцностi при високих температурах та вiбростiйкостi). Срiбно-цинковi елементи в 5-6 разiв легше звичайних, якi використовуються в акумуляторах реактивних лiтакiв, керованих снарядах, торпедах [2]. Крiм цього вiдомо, що сiрчанi сполуки провокують корозiю срiбла. Потускнiння та втрата вiдбиваючої здатностi в повiтрi пов’язанi з наявнiстю сiрчаних сполук (поряд з вологою та киснем) та утворенням плiвки Ag₂ S. Пiдвищення стiйкостi до потускнiння досягається введенням Zn, Pb, Cd [2]. Також був вiдкритий ефект пам’ятi форми для сплаву Ag - 38 ат. % Zn [3]. Отже, сплав представляє не тiльки теоретичний iнтерес з точки зору внутрiшньої будови, але й має широке застосування.

В роботi для аналiзу структурних змiн використовується метод електроопору. Поряд з iншими методами (рентгенiвськi, мiкроскопiчнi) - це один з найчутливiших. В той же час вiн порiвняно простий, не потребує складних методик. Однак чiткий однозначний зв’язок мiж змiною електроопору та внутрiшнiми перетвореннями структури сплаву ще й досi не встановлений, i для кожного сплаву вiн рiзний. До того ж вiн суттєво залежить вiд умов вимiрювання (наприклад, температури, тиску), складу та попередньої обробки сплаву. Як вiдомо, дiаграма сплаву є дещо наближеним вiдображенням границь iснування твердих розчинiв. При нерiвноважних процесах (швидке охолодження) це особливо помiтно. Трапляється, що в сплавi немає рiзких границь мiж фазами, а фаза, що утворилася поблизу цiєї границi, поступово приймає характеристики сусiдньої фази. Дослiдження сплавiв по вивченню ближнього порядку може збагатити уявлення про специфiку мiжфазних переходiв та якомога точнiше визначити областi iснування твердих розчинiв. Опромiнення ж є важливою складовою аналiзу сплавiв на стiйкiсть утворених фаз, швидкiсть їх утворення, розпаду та iнш. Використовуючи вплив опромiнення на змiну ступеня ближнього порядку, можна отримати бiльш детальну картину процесiв для даного сплаву, що по сутi i є метою роботи.

1. Огляд лiтератури.

1. 1 Уявлення про ближнiй порядок.

Теорiя ближнього порядку, як i теорiя явища упорядкування в цiлому, на даний момент розглядається в чотирьох напрямках. По-перше, це розгляд ближнього порядку з структурної точки зору, що виявляє структурнi характеристики локального розподiлу атомiв, побудову твердих розчинiв (в масштабi мiжатомних вiдстаней) при наявностi в них неоднорiдностей, порiвняних з розмiрами атому. Другий напрямок - це встановлення зв’язкiв мiж параметрами (характеристиками) ближнього порядку та енергiєю впорядкування, що вводять як параметр теорiї [4] - цей напрямок складає статистична теорiя ближнього порядку. Третiй напрямок - теоретичний аналiз факторiв, що приводять до появи ближнього порядку, тобто аналiз природи явища ближнього порядку. Четвертий напрям - це кiнетика ближнього порядку [4].

переважно атомами певного сорту, то виникаючий розподiл атомiв називають дальнiм порядком. Але, як показують численнi експерименти та ряд теоретичних мiркувань, ступiнь ближнього порядку не повнiстю визначає характер взаємного розташування атомiв рiзного сорту по вузлам кристалiчної гратки. Енергiя взаємодiї мiж атомами рiзного сорту рiзна, i тому кожен атом намагається оточити себе атомами або iншого сорту, або подiбними. Рiзниця в енергiї мiж атомами рiзного та одного сорту може стати причиною переважної локальної концентрацiї атомiв того чи iншого сорту, навiть якщо в твердому розчинi загалом не iснує дальнього порядку. Такий розподiл називають ближнiм порядком. Але частiше в реальних твердих розчинах не спостерiгається чисто ближнiй або дальнiй порядок, тому ведуть мову про кореляцiю у взаємному розмiщеннi атомiв. Лише в найпростiших випадках ближнiй порядок розповсюджується на 1-2 координацiйнi сфери, частiше ця кореляцiя вiдчувається i на бiльш далеких вiдстанях. Для кiлькiсної оцiнки ступеню ближнього порядку вводять деякi параметри, наприклад параметр Каулi α_i = 1 - N_i /N C_i C_А C_В = 1 - P_i /C_b , де N_i - число пар атомiв А i В (де А i В - атоми двох сортiв), що знаходяться на вiдстанi r_i ; N C_i C_А C_В - числа пар атомiв А i В, якi б знаходилися на вiдстанi r_i при хаотичному розмiщеннi їх по вузлам решiтки (N - загальна кiлькiсть атомiв, С_А ,С_В - концентрацiї атомiв сорту А, В; С_i - число вузлiв на i-й координацiйнiй сферi, Р_i - iмовiрнiсть знаходження атому В на вiдстанi r_i випливає, що α_i<0, якщо найближчi сусiди - атоми iншого сорту, та α_i >0, якщо найближчi сусiди - атоми одного сорту. Знак α_i для i=2,3,4,… складним чином залежить вiд параметра впорядкованого розмiщення атомiв.

α_iα(r_i ) визначити надструктуру, що є прототипом вiдповiдного ближнього порядку [4].

Оскiльки характеристики ближнього порядку не пов’язанi з розташуванням атомiв в структурно-нееквiвалентних мiсцях гратки, то ближнiй порядок може iснувати в будь-яких твердих розчинах при довiльнiй концентрацiї елементiв.

Про можливiсть iснування ближнього порядку вже вiдомо досить давно [5, 8]. В перших теорiях дальнього порядку вже були розрахунки та деякi мiркування про ближнiй порядок. Безпосереднi вимiри параметрiв ближнього порядку по iнтенсивностi дифузного розсiяння рентгенiвських променiв почалися дещо пiзнiше [1, 7]. Спочатку їх було дуже небагато через велику кiлькiсть прецезiйних вимiрiв та великого об’єму розрахункiв. Першi роботи в цiй областi, здавалося, свiдчили про те, що всi явища вiдбуваються у вiдповiдностi до законiв класичної термодинамiки: вище точки Кюрi-Курнакова в сплавах, що упорядковуються, спостерiгається ближнiй порядок, параметри якого спадають як 1/T зi зростанням температури. Припускалося, що ближнiй порядок впливає на фiзичнi властивостi, при цьому цей вплив є аналогiчним впливовi дальнього порядку, але виявляє себе не так сильно. Наприклад, при утвореннi ближнього порядку повиннi спадати електроопiр, зростати характеристична температура, тощо. Думки про такий вплив ближнього порядку на властивостi сплавiв широко розповсюдженi i зараз.

Побутує думка, що ближнiй порядок встановлюється надзвичайно швидко через малу довжину дифузiйного шляху, при цьому практично завжди мають справу з ближнiм порядком. Однак в мiру зростання кiлькостi робiт по вивченню ближнього порядку, поступово з’ясовується, що ситуацiя виявляється бiльш складною, i якщо iменувати ближнiм порядком деякий розподiл атомiв, що вiдрiзняється вiд хаотичного в твердих розчинах, то потрiбно не лише вiдрiзняти ближнiй порядок та ближнє розшарування (α_J >0), але й вести мову про структуру цього порядку, тобто про можливiсть iснування нерiвномiрного розподiлу по рiзних напрямках у кристалi, що визначається як номером координацiйної сфери та симетрiєю кристалу, так i характером дефектiв у зразку. Слiд звернути увагу на те, що сплав в термодинамiчнiй рiвновазi фактично отримати так само важко, як i сплав, що не має дефектiв решiтки, а всi дефекти решiтки iстотно впливають на ближнiй порядок, його величину та структуру. Тому iнтерпретацiя тих вiдомостей, що накопиченi на даний момент, виявляється вельми важкою. Тут варто зазначити, що багато висновкiв про вплив ближнього порядку на фiзичнi властивостi, по сутi справи, отриманi з евристичних мiркувань, i тлумачення результатiв вимiрiв часто є довiльним, оскiльки в багатьох випадках не мають можливостi паралельно дослiджувати фiзичнi властивостi та ступiнь ближнього порядку. А для отримання однозначних висновкiв про вплив ближнього порядку на фiзичнi властивостi обов’язково потрiбнi паралельнi вимiри або на тих самих зразках, або на зразках, що пройшли однакову обробку.

Вельми суттєвим є питання про характер розмiщення атомiв рiзного сорту в сплавах з ближнiм порядком [8-11].

В лiтературi [4] такi моделi взаємного розташування атомiв, що можуть бути охарактеризованi термiном “ближнiй порядок”: а) гомогенний “рiдиноподiбний” ближнiй порядок, при якому всi вузли решiтки кристалу є рiвноправними i кожен з них може бути обраний за початковий; б) розподiл атомiв у виглядi малих областей однакового складу з правильним розташуванням атомiв на їх границях; в) розподiл атомiв у виглядi подiбних областей з правильно розташованими атомами, що роздiленi прошарками з неупорядкованим розташуванням атомiв рiзного сорту; г) розподiл атомiв у виглядi аналогiчних областей, але з поступовим погiршенням правильностi при наближеннi до периферiї областей; д) розподiл атомiв у виглядi субмiкрообластей, що розрiзняються по складу, ступеню та типу порядку. Ймовiрнi i промiжнi випадки.

Як показано у [4], рiвноважний ближнiй порядок визначається мiнiмумом вiльної енергiї.

мiжатомних взаємодiй в реальних твердих розчинах, однiєю з найбiльш фундаментальних проблем фiзики конденсованих середовищ.

Експериментальнi данi свiдчать про те, що такi впливи, як деформацiя, опромiнення, рiзна термiчна обробка, iстотно впливають на локальний розподiл атомiв по вузлам решiтки. Деформацiя приводить до зменшення ступеня ближнього порядку; аналогiчно впливає факт пiдвищення температури (але не для всiх сплавiв). Бiльш того, виявленi випадки немонотонної температурної залежностi окремих параметрiв α_i . Встановлена немонотонна змiна ступеня порядку з температурою загартування. Це явище в багатьох випадках пояснюють “доупорядкуванням” в процесi гартування вiд високої температури за рахунок мiграцiї надлишкових вакансiй. Виявлено пiдсилення ступеня порядку при опромiненнi при кiмнатних температурах в CuAl [6].

Ретельно проаналiзувавши численнi експериментальнi данi, автори [6] зобразили таку схему встановлення ближнього порядку в сплавi в процесi вiдпалу пiсля деформацiї або iнших обробок, наприклад опромiнення нейтронами та в ряду випадкiв пiсля загартування [12]. Процес починається зi зростання ступеня ближнього порядку на першiй координацiйнiй сферi, який швидше йде в насичених дефектами областях кристалу. Потiм вiн розповсюджується на iншi координацiйнi сфери. Поступово впорядкування починає йти в неспотворених областях кристалу, в яких швидкiсть дифузiйних процесiв менше, нiж у спотворених. Одночасно йдуть процеси утворення концентрацiйних неоднорiдностей, а також процеси розсмоктування дефектiв, внесених обробкою. Однак вони вiдбуваються повiльнiше, нiж процес встановлення ближнього порядку, оскiльки останнiй пов’язаний з мiграцiєю атомiв на значно меншi вiдстанi. Поява областей рiзного складу та ступеня порядку в свою чергу може призвести до змiни енергiї впорядкування, оскiльки остання пов’язана з електронною та спiновою взаємодiєю, що залежить вiд складу. Цi ефекти особливо вiдчутнi з суттєво рiзними фiзичними характеристиками компонентiв. Поблизу дефектiв енергiя впорядкування також може вiдрiзнятись вiд енергiї в неспотвореному твердому розчинi. Характер остаточної релаксацiї при вiдпалi, що визначається прагненням вiльної енергiї до мiнiмуму, буде залежати вiд досягнутого на початковiй стадiї стану. Якщо на цiй стадiї неоднорiдностi дiйсно виникли (в достатнiй кiлькостi), то в подальшому енергiя твердого розчину може знижуватись або за рахунок розсмоктування неоднорiдностей, або внаслiдок змiни типу впорядкування в деяких областях розчину (наприклад, по типу сусiдньої фази). У сплавах з малою швидкiстю дифузiї останнiй з цих процесiв може бути енергетично вигiднiшим, тодi неоднорiдностi не будуть розсмоктуватись протягом тривалого часу. Ще невiдомо, чи завжди в однорiдному твердому розчинi цi неоднорiдностi будуть розсмоктуватись до кiнця. Можливим наслiдком вкладу енергiї дефектiв та неоднорiдностей може бути поява ближнього впорядкування по типу фаз, що не спостерiгаються на рiвноважнiй дiаграмi стану.

В роботi [8] були вимiрянi параметри α₁ та побудована залежнiсть α₁ вiд температури вiдпалу для Cu₃ Al. Отримана складна залежнiсть, пов’язана, за думкою авторiв, з необхiднiстю збiльшення часу для встановлення дiйсно рiвноважних значень ступеня ближнього порядку. На прикладi NiPt було показано, що α_i при iзотермiчному вiдпалi (принаймнi пiсля деформацiї) проходить через максимум, i навiть вiдпал при Т=700^о С протягом 50 годин не доводить сплав до повної рiвноваги.

α_iα_iα_i ~1/T. Складна залежнiсть α_i як приклад, подана в [8]. В CuAl виявлено аномалiю теплоємностi. Цi факти ще раз свiдчать про необхiднiсть комплексних вимiрiв фiзичних властивостей ближнього порядку. Рiзнi дефекти решiтки (вакансiї, дислокацiї, дефекти упаковки, тощо) iстотно впливають на кiнетику встановлення ближнього порядку та на структуру розподiлу атомiв в решiтцi, що досягається в певнi скiнченнi промiжки часу. Ряд процесiв, що вiдбуваються в однофазних твердих розчинах, iмовiрно є аналогiчними процесам, що вiдбуваються в сплавах, що розпадаються поблизу границi розчинностi. В однофазних твердих розчинах при вiдпалi пiсля деформацiї має мiсце спрямована дифузiя, тому можуть виникнути концентрацiйнi неоднорiдностi та областi, збагаченi (збiдненi) другим компонентом, в яких виникає значний ближнiй порядок. В мiру зростання температури такi утворення можуть розсмоктуватися, що супроводжується зниженням ступеня порядку. Цi явища i обумовлюють складну залежнiсть ступеня порядку вiд температури i часу.

Значний прогрес в експериментальному дослiдженнi фазового переходу порядок-безладдя в конкретних сплавах був досягнутий в останнi десятилiття. До теперiшнього моменту такi переходи були вивченi в приблизно 50 бiнарних сплавах [13,14]. Ось основнi риси цього переходу [35]. По-перше, це є дифузiйне перетворення, до того ж дифузiя на короткi вiдстанi вiдбувається в незмiннiй або майже незмiннiй кристалiчнiй гратцi. По-друге, це є конфiгурацiйний перехiд, оскiльки змiнюється розташування атомiв рiзного сорту по вузлах кристалiчної гратки. Об’ємнi змiни, тетрагональнi та iншi спотворення гратки, тобто неконфiгурацiйнi дефекти, пiдкоряються конфiгурацiйному переходу, наприклад, симетричному. Тому, по-третє, параметрами переходу є параметри дальнього порядку η. По-четверте, фазовий перехiд порядок-безладдя є перетворенням мiж станом з неповним дальнiм порядком та ближнiм. Зникненню дальнього порядку передує часткове розупорядкування, а невпорядкований стан є невпорядкованим у розумiннi дальнього порядку, ближнiй в ньому завжди має мiсце.

1. 2 Вплив упорядкування атомiв на електроопiр сплавiв

Основнi закономiрностi, що виявляються при дослiдженнi електроопору металiв та сплавiв, можна якiсно зрозумiти, беручи до уваги хвильовi властивостi електронiв провiдностi. Електронна хвиля утворює в просторi потенцiал, що є перiодичною функцiєю координат. Така iдеальна кристалiчна решiтка не має електроопору. Коли ж кристалiчна решiтка металу або сплаву мiстить якi-небудь спотворення, що ведуть до порушення перiодичностi потенцiалу, то з’являється розсiяння електронних хвиль, що обумовлює електроопiр. Існує три основних види спотворень кристалiчної гратки, що приводять до появи електроопору: 1) тепловий рух атомiв; 2) порушення перiодичностi, пов’язане з чергуванням атомiв рiзного сорту або наявнiстю вакансiй (дiрок) на вузлах кристалiчної гратки, а також з наявнiстю впроваджених атомiв, та 3) статичнi спотворення решiтки, що пов’язанi зi змiщенням центрiв коливань атомiв вiд їх правильних мiсцезнаходжень.

В чистих металах, що не мають статичних спотворень та дiрок, повинна iснувати лише перша з вищезгаданих причин. Вiдповiдний електроопiр металу буде залежати i при абсолютному нулi повинен зовсiм зникнути. Друга причина розсiяння електронiв, що має мiсце в неповнiстю впорядкованих металах та сплавах, якi мають дiрки в вузлах та атоми в мiжвузлових положеннях решiтки, обумовлює додатковий електроопiр, що залишається i при Т=0^о К. До цього ж результату веде i наявнiсть статичних спотворень решiтки. Електроопiр, що залишається при Т=0^о К, називають залишковим електроопором. Залишковий електроопiр може бути визначений з вимiрiв електроопору при низьких температурах та екстраполяцiї результатiв до температури абсолютного нуля. Вплив неоднорiдностей решiтки, що пов’язанi з порушенням порядку в чергуваннi атомiв та статичними спотвореннями, на електроопiр при високих температурах, можна дослiдити, усунувши пов’язану з тепловим коливанням атомiв частину електроопору загартуванням до низьких температур.

Існують три основних, додаткових, в порiвняннi з чистими металами, фактори, комбiнацiї яких визначають особливостi поведiнки електроопору при вiдпалi, деформацiї або опромiненнi твердих розчинiв. Першим з них є змiна перерiзу розсiяння електронiв при встановленнi або руйнуваннi ближнього порядку (змiна ∆α_i >0 призводить до ∆ρ>0, та ∆α<0 до ∆ρ<0). Другим фактором є змiна концентрацiї електронiв провiдностi, що виникає за рахунок змiни електронної структури, обумовленої перерозподiлом атомiв в кристалiчнiй решiтцi твердих розчинiв (змiною ближнього порядку, появою чи руйнуванням концентрацiйних неоднорiдностей). При цьому зниження електронної концентрацiї n* веде до зростання електроопору ρ i навпаки.

ρ_о повинен iстотно залежати вiд складу сплаву. Як добавлення атомiв В до чистого металу А, так i додавання атомiв А до чистого металу В порушує правильнiсть кристалiчної решiтки i ρ_о

Аналiзуючи поведiнку ρ_о (С_Аρ_о_В ) в сплавi АВ в лiтературi [17] помiчено декiлька цiкавих особливостей, якi в основному пояснюються впливом дальнього порядку. Це, наприклад, поява рiзких мiнiмумiв поблизу точок, що вiдповiдають стехiометричному складу. Була виявлена ще така закономiрнiсть: що вища температура вiдпалу, тим бiльший електроопiр, що пояснюється меншим ступенем дальнього порядку при бiльш високiй температурi [17]. Якщо дослiди по вивченню температурної складової електроопору проводити так, щоб сплав при кожнiй температурi знаходився в рiвновазi, то з’явиться додаткова змiна електроопору, що пов’язана зi змiною ближнього та дальнього порядку. При температурi переходу порядок-безладдя на кривiй залежностi ρ(Т) повинен спостерiгатися злам, якщо фазовий перехiд є переходом 2-го роду. У випадку фазового переходу 1-го роду стрибкоподiбно змiнюється не тiльки температурний коефiцiєнт, але й сам опiр.

1. 3 Вплив опромiнення швидкими частинками на впорядкування сплавiв

Новi можливостi дослiдження кiнетики процесiв впорядкування з’являються при вивченнi впливу потокiв швидких частинок на сплави, що упорядковуються. Дiя опромiнення швидкими частинками рiзного сорту на сплави є рiзною. Опромiнення може здiйснюватись зарядженими важкими частинками (протонами, α-частинками, уламками дiлення i т. д.), нейтронами, електронами, γ-квантами.

Електрони, що отримали енергiю вiд налiтаючої частинки, в результатi взаємодiї з кристалiчною граткою в свою чергу передають їй енергiю, що призводить до нагрiву кристалу. При опромiненнi металiв електронами останнi вiддають значну частину своєї енергiї саме електронам решiтки, а не важким частинкам, на вiдмiну вiд iнших типiв опромiнення. В результатi в кристалi виникає вiдносно менша кiлькiсть дефектiв.

В областi кристала, що знаходиться поблизу траєкторiї пролiтаючої частинки, утворюється велика кiлькiсть дефектiв, i окрiм цього в результатi видiлення енергiї в цiй областi спостерiгається значне локальне збiльшення температури, що може навiть призвести до плавлення металу в цiй областi. Наступне швидке охолодження цих областей, як наслiдок теплообмiну з iншими частинами кристалу, може привести до ефектiв, аналогiчних гартуванню металу у вказаних областях вiд досягнутих при пролiтаннi частинки високих температур. У випадку опромiнення упорядкованого сплаву в областi локального нагрiву може виникнути невпорядкована фаза, що фiксується таким нагрiванням.

Виникнення великої кiлькостi надлишкових (нерiвноважних) дефектiв кристалiчної решiтки може призвести до значного збiльшення швидкостi протiкання рiзних типiв процесiв, пов’язаних з перемiщенням атомiв в твердому тiлi. З часом мiжвузловi атоми заповнюють вакансiйнi мiсця, що веде до додаткового видiлення тепла. Зменшення числа дефектiв призводить до уповiльнення вищезгаданих процесiв.

Вплив опромiнення на сплави, що упорядковуються, обумовлений двома причинами. По-перше, локальний нагрiв може привести до змiни стану упорядкування, i по-друге, дефекти, що виникли при таких температурах, коли вони мають достатню рухомiсть, будуть прискорювати процес наближення до рiвноважного (при данiй температурi) стану сплаву.

Електрони з енергiєю 0,5 еВ створюють змiщення у виглядi окремих пар Френеля, роздiлених кiлькома атомними вiдстанями[17]. Рухливiсть вакансiй спостерiгається при Т>~0,25T_M (Т_М - температура плавлення). При температурах менше 0,6Т_М вакансiї та мiжвузловi атоми утворюються набагато швидше, нiж вони можуть вiдходити на дислокацiї, границi зерен та iншi стоки. Тому утворюється їх надлишок по вiдношенню до рiвноважної кiлькостi.

Опромiнення електронами значно прискорює утворення збагачених Zn зон Гiн’є-Престона та рiвноважної β-фази в сплавах AgZn [17].

Результати розрахункiв сегрегацiї Zn на поверхнi пор в опромiненому сплавi AgZn показали, що ступiнь сегрегацiї залежить вiл температури, радiусу пори та швидкостi атомного змiщення [17].

Багато важливих характеристик, таких як розчиннiсть, точки плавлення, розпаду, фазових перетворень, тощо, можна отримати з дiаграми станiв.

AgLi, AgIn, AgZn, AgCd, тощо. Багато з цих сплавiв вже знайшли застосування у промисловостi.

Серед класифiкацiї сплавiв першим iсторично видiленим класом електронних сполук були фази Юм-Розерi [33]. Це досить обширний клас металiчних сполук, що утворюються в сплавах благородних та перехiдних металiв з простими та полiвалентними, а в рядi випадкiв - i на основi полiвалентних металiв. Для цих фаз характерне певне число валентних електронiв на атом i на початку вони видiленi як спiввiдношення Юм-Розерi (е/а = 3/2, 21/13, 7/4). Наявнiсть таких фаз визначено i у AgZn.

Фаза

Спiввiдн. Ю. -Р.

Решiтка

Інтервал реалiзацiї е/а

Розмiрнi обмеження

Впорядкування

b

3/2=1,5

ОЦК

1,01-1,70

0,05

Так

z

3/2=1,5

ГПУ

1,22-1,83

0,15

Так

g

21/13=1,62

Складна куб.

1,40-1,70

Малi

Не повнiстю

e

7/4

ГПУ

1,35-1,90

-

Нi

h

1,89

ГПУ

1,88-2,0

-

-

Пiсля того, як вперше була знайдена крива лiквiдусу, ця система звернула на себе увагу з боку багатьох дослiдникiв. Границi фаз в твердому станi встановленi рентгенографiчними та мiкроскопiчними методами [1]. Дiаграма, що зображена на рисунку 1, запозичена з [1]. Кристалiчна структура b,g,e - фаз визначена в [25]. Температури чотирьох перитектичних реакцiй та склад перитектичних розчинiв становлять: 710^о С, 39,0%; 665^о С, 61,3%; 636^о С, 71,2%; 430^о С, 97,8%Zn.

Розчиннiсть Zn в Ag визначалася рентгенографiчно та мiкроскопiчно [1]. При 710^о С розчиннiсть становить 32,1 ат.% (22,3 ваг.%) Zn. При температурах нижче 258^о С, коли a-фаза є в рiвновазi з z-фазою, розчиннiсть Zn в Ag значно зменшується: при Т=431^о С це 5%, а при 150^о С це 1 ат.%. Сплав з 33 ат.% Zn пiсля холодної обробки зi значним ступенем деформацiї та вiдпалу при 100^о С має 2-фазну структуру.

Ûz супроводжується двократною змiною модуля пружностi.

Ефект пам’ятi форми виявлений в роботах [5, 26]. Було дослiджене утворення термопружного мартенситу в Ag-38 ат.%Zn. З метою придушення видiлень a-фази зразки пiсля витримки 1-2 хв. При Т=700^о^о С нижче температури солiдуса, загартовували в NaOH при 0^о С. Металографiчнi дослiдження зразкiв пiсля електрополiрування виконувалися при збiльшеннi 200. При охолодженнi сплаву з метастабiльної b’-фази утворюється мартенсит в iнтервалi вiд -160^о С до -180^о С. Температура початку оберненого перетворення становить -170^о^о С. Мартенсит повнiстю термопружний i не спостерiгається при Т=150^о С. Голчатi кристали мартенситу формуються в пакети, зростання яких вiдбувається за рахунок b’-фази. Мартенситнi перетворення вiдбуваються лише у свiжозагартованому сплавi; пiсля витримки при Т=20^о^о^о С повнiстю випрямлюється. Пiсля повторення 2-3 циклiв спостерiгається явище, що пояснюється неповним зворотнiм перетворенням деформованих мартенситних пластин [27].

Вивченi структурнi перетворення в сплавi Ag-50 ат.%Zn [28]. Впорядкована b’-фаза починає перетворюватись в z-фазу пiсля холодної деформацiї. Гексагональна структура z знову переходить в ОЦК, однак це вiдбувається за “дуже короткий час” [28]. z^о -фаза пiсля холодної деформацiї та старiння при кiмнатнiй температурi перетворюється в b’-фазу. У роботi [28] зроблений висновок про те, що b’-фаза в сплавi з 50 ат.%Zn рiвноважна при кiмнатних температурах.

оптичнi властивостi b’-AgZn.

Структурне перетворення b’Ûz призводить до появи в оптичному спектрi нової смуги поглинання i супроводжується змiною кольору. В областi (0,07 - 4 еВ) теоретичний i оптичний спектри спiвпадають. Природа змiн кольору пов’язана зi змiною електронної структури.

магнiю (а=0,276 нм, с=0,430 нм, с/а=1,55-1,56) [30].

Сплав AgZn терпить кристалографiчне перетворення В2-А2 без спотворення кристалiчної гратки при Т=545^о

Основнi показники опору значним пластичним деформацiям:

НВ@25 кгс/мм (твердiсть по Брiнелю);

s_В =14-17 кгс/мм (часовий опiр);

Основнi показники пластичностi:

y=70-90% (вiдносне звужування пiсля розтягу)

d=40-90% (вiдносне видовження пiсля розтягу).

Бiльш детальнi характеристики можна отримати в [24, 31, 32].

2. Методика експерименту.

2. 1 Метод електроопору.

вимiрюваний опiр всiх частин схеми, що можуть проводити струм i що не належать зразку. Ця умова була виконана вибором компенсацiйного методу вимiру електроопору. Принцип вимiрювання електроопору зображений на рисунку 2. Невiдоме значення електроопору R_x знаходять через падiння напруг на зразку та еталонi, значення опору якого вiдоме (в цiй схемi це елемент Р 321, його R₀ = 0. 1 Ом). Завдяки джерелу постiйного струму в схемi протiкає струм, що не залежить вiд опору дiлянки електричного кола. При почерговому пiдключеннi напруг U₁₂ досягають такого стану, коли сумарний струм через R_x та R₀₁ /R_x₂ /R₀ або R_x = R₀ -U₁ /U₂ середнi значення. Для виключення теплової складової електроопору зажим зi зразком занурювався у термостат з рiдким азотом.

Рисунок 2. Принцип вимiрювання електроопору.

2. 2 Термообробка зразкiв.

Для вiдпалу, гартування зразкiв використовувалась спецiальна установка. Її основнi частини поданi на схемi 4. Вона складається з кварцевої труби 1, з розмiщеною на нiй пiччю 2, блоку пiдключення до вакуумної системи 3, та iнертного газу 4, системи скидання 5 зразка в пiч i потiм в гартуюче середовище, що мiститься в герметичному бачку. Для системи 5 використовувався електромагнiт 7. Для вiдкачування повiтря з системи застосовувався форвакуумний насос НВПР-66, вакуум контролювався вакууметром ВИТ-2 з термопарнометричним перетворювачем ПМТ-2. Температура в печi пiдтримувалася терморегулятором ВРТ-3 з точнiстю 1^о К.

Контроль температури здiйснювався за допомогою хромель-алюмельової термопари, що була пiдключена до цифрового вольтметру. Градiєнт температури в робочiй областi не перевищував 0. 4^о К/см. Вiдпал зразкiв у вакуумi при температурах вище 200^о С призводить до випаровування цинку зi зразкiв, тому всi термообробки проводилися в атмосферi аргону. В початковому станi зразки розмiщувалися у верхнiй частинi труби, де температура не перевищує 30^о зразкiв системою скидання на тонкому дротi з константану на потрiбну висоту. Довжина дроту була наперед вимiряна таким чином, щоб зразки пiсля першого натиснення кнопки для спрацьовування електромагнiту були на висотi, що вiдповiдає серединi печi. Зразки, пiсля того як спустились в пiч, нагрiваються i витримуються при певнiй температурi. Якщо вiдпал робиться пiд гартування, то за 2-3 хвилини до закiнчення вiдпалу бачок заповнюється гартуючим середовищем. Пiсля закiнчення вiдпалу друге натиснення кнопки приводить до скидання зразкiв в гартуюче середовище (вода при температурi Т = 5^о С). Таким чином, загартування можна провести без контакту зразкiв з оточуючим середовищем.

2. 3 Опромiнення зразкiв

^о С (в цьому випадку пiдсилення дифузiї за рахунок температури є незначним). Опромiнення проходило за таких умов: енергiя пучка 1. 5 МеВ, густина 5*10¹³ ел/см² *с, струм 3 мА. Для опромiнення були вибранi флюенси 2*10¹⁷ , 10¹⁸¹⁸² , якi вiдповiдають екстремальним або найбiльш характерним точкам змiни електроопору.

Рисунок 4. Схема установки для термообробки зразкiв.

3. Хiд експерименту.

3. 1 Приготування зразкiв.

Для вимiрювання електроопору зразки були прокатанi на валках заготовок завтовшки 1 мм до фольги 0. 12 мм з промiжним вiдпалом при температурi Т=300^о С. З фольги були вирiзанi цiлi зразки зi струмовими та потенцiометричними контактами.

30^о . Зразки загартовувались у 10% розчинi NaOH (оскiльки так забезпечується найбiльша швидкiсть загартування). Для дослiдження було взято 3 партiї зразкiв: вiдпаленi при 850^о С зi швидкiстю охолодження не бiльше, нiж 2^о С на хвилину (у подальшому - вiдпаленi); загартованi вiд температури 350^о С; деформованi.

3. 2 Результати дослiджень сплаву AgZn методом електроопору

Маючи у розпорядженнi зразки з трьома вихiдними станами (деформацiя, вiдпал, загартування) були побудованi залежностi вiдносної змiни електроопору DR/R=(R -R )/R_{вiдпалу} вiд температури загартування, тобто iзохрони. За початковий стан приймався стан вiдпаленого зразка сплаву AgZn. Оскiльки деформований стан передує вiдпаленому, то вихiдною точкою для нього на вiсi DR/R була та, яка вiдповiдала б вiдноснiй змiнi електроопору при вiдпалi деформованих зразкiв. Цей ефект для сплавiв Ag-10 aт.%Zn та Ag-20 ат.%Zn становить приблизно 12% та 10% вiдповiдно. Як видно з рис. 5 - рис. 6 ефект гартування вiдпалених зразкiв £1% i однаковий для сплавiв обох концентрацiй.

На рисунку приведенi змiни електроопору при гартуваннi вiд 70^о С з iнтервалом 30^о С. Вимiрянi значення електроопору усереднювались i на графiку приведенi середнi значення ефектiв змiни електроопору. Похибка у вимiрюваннi не перевищує 0,03%. Зразки при температурах, вiд яких вiдбувалося гартування, витримувались 10 хвилин. Видно, що при гартуваннi вiд низьких температур для загартованих вiд 350^о С зразкiв у поведiнцi DR/R(T) спостерiгається деякий мiнiмум, що вiдповiдає iнтервалу 100-140^о^о^о С нiяких змiн не спостерiгається. Далi зростання електроопору не має монотонного характеру, а проходить через локальний мiнiмум, що теж є бiльш рiзко вираженим для сплаву Ag-20 ат.%Zn. До того ж вiн вiдповiдає меншiй температурi 380^о С, а не 420^о С, як для Ag-10 ат.%Zn. Як видно з рисункiв 5-6, кривi вiдпалу та гартування майже спiвпадають при температурах вище 250-300^о С. Для сплаву Ag-10 ат.%Zn це стосується i деформованого зразка, а для Ag-20 ат.%Zn це спiвпадання лежить за межами 420^о С. Далi поведiнка r(Т^о С.

Деформацiя призводить до значного зростання електроопору (на 12% для Аg-10 ат.%Zn та на 17% для Ag-20 ат.%Zn при однаковому ступенi деформацiї). При iзохронному вiдпалi деформованих зразкiв до 180^о^о^о С вiдповiдає стадiї рекристалiзацiї. При температурах 250-320^о С спостерiгається уповiльнення зменшення опору. У тому ж iнтервалi у вiдпаленого сплаву спостерiгається зростання опору.

На рис. 8 представленi залежностi вiдносної змiни електроопору вiд флюенсу для сплавiв Ag 10 та 20 ат.%Zn (кривi 1 i 2 вiдповiдно). Цi залежностi мають немонотонний характер. Мiнiмум електроопору досягається при флюенсi 5х10¹⁷ е/см²

3. 3 Обговорення результатiв.

Загальною особливiстю кривих залежностi та змiни електроопору вiд температури загартування є те, що вони мають немонотонний характер незалежно вiд вихiдного стану. Немонотонний характер мають i кривi, що вiдображають змiну електроопору при електронному опромiненнi.

Рентгеноструктурнi дослiдження зразкiв показали, що вони являють собою макроскопiчно однорiдний твердий розчин - на дифрактограмi спостерiгаються лише рефлекси α-твердого розчину, який має ГЦК-структуру.

^о С електроопiр зразкiв даної концентрацiї стає однаковим для всiх вихiдних станiв. По-друге, електроопiр загартованого зразка пiсля циклу загартувань в режимi iзохронного вiдпалу повертається до свого початкового значення при загартуваннi вiд вiдповiдної температури.

Викладенi факти дають можливiсть стверджувати, що змiна електроопору пов‘язана зi змiною стану близького впорядкування в зразках, що дослiджуються. Найбiльш розупорядкованим можна вважати стан, що вiдповiдає деформованому зразку. При вiдпалi цього зразка - пiдвищення ступеня близького впорядкування, спостерiгається зменшення електричного опору. При пiдвищеннi температури загартування також спостерiгається збiльшення електричного опору, що можна було б пов‘язати з температурним розупорядкуванням. Але, починаючи з температур ~350^о С опiр починає зменшуватися.

температурному розупорядкуваннi повинно було б продовжуватися монотонно до повного розупорядкування.

Для пояснення ходу залежностi електроопору вiд температури загартування необхiдно зробити припущення, що змiна температури загартування супроводжується, щонайменше, двома процесами. Один з них пов‘язаний з дифузiєю атомiв на вiдстанi порядка мiжатомної та вiдповiдає за ступiнь близького впорядкування за певним типом. Інший вiдповiдає за перегрупування атомiв на бiльших вiдстанях i пов‘язаний зi змiною типу близького впорядкування.

Система Ag-Zn за дiаграмою станiв схожа на системи Cu-Al, Ag-Al, в яких спостерiгалися два типи близького впорядкування. Температурнi областi iснування рiзних типiв близького впорядкування корелюють з температурою фазового перетворення в сусiднiх з твердим розчином областях при бiльших концентрацiях другого компонента. Тому типи близького впорядкування можна означити як упорядкування за типом сусiдньої фази у вiдповiднiй областi температур, або, простiше, як високотемпературний та низькотемпературний тип близького впорядкування. Перетворення одного типу впорядкування на iнший починається з локальної перебудови в розташуваннi атомiв. Далi процес розвивається з утворенням концентрацiйних неоднорiдностей. Для висококонцентрацiйних твердих розчинiв вiн закiнчується утворенням мiкрообластей, впорядкованих за типом вiдповiдної фази. Остання стадiя процесу спостерiгається в твердих розчинах Cu-Al з концентрацiєю Al 15 та 17 ат.% в областi кiмнатних температур (границя розчинностi 18. 2 ат.%).

Близьке впорядкування при кiмнатних температурах має свої особливостi, пов‘язанi з уповiльненням кiнетики процесу. При повiльному охолодженнi вiдпаленого зразка в ньому фiксується стан, який вiдповiдає бiльш високiй (100-150^о С) за кiмнатну температуру, i зразок залишається в нерiвноважному станi ще довгий час по

Рисунок 5. Ізохрони загартування. 1 - вiдпал, 2 - загартування, 3 - деформацiя.

Рисунок 6. Ізохрони загартування. 1 - вiдпал, 2 - загартування, 3 - деформацiя.

Рисунок 7. Ізохрони загартування. 1 - вiдпал, 2 - загартування.

Рисунок 8. Залежнiсть залишкового електроопору вiд флюенсу.

вiдношенню до часу експерименту. Змiна електричного опору для загартованого зразка в iнтервалi температур 100-150^о С (рис. 7, крива 2), яка пов‘язана з перебудовою типу близького впорядкування з високотемпературного на низькотемпературний, прискорюється за рахунок вiдходу на стоки загартованих (нерiвноважних) вакансiй.

Поглибити процеси перетворення при кiмнатних температурах можливо введенням нерiвноважних точкових дефектiв, наприклад, за рахунок опромiнення прискореними електронами. Дiйсно (рис. 8), при опромiненнi зразкiв обох концентрацiй флюенсами 2х10¹⁷ та 5х10¹⁷ е/см² спостерiгається подальше зменшення електроопору. При цьому ефект змiни електроопору при опромiненнi виявляється бiльшим для зразкiв Ag-20 ат.%Zn. Це можна пояснити бiльшою концентрацiєю атомiв Zn i, як наслiдок, бiльшим ступенем впорядкування за низькотемпературним типом. При меншiй концентрацiї Zn ефективний шлях для утворення вiдповiдних концентрацiйних неоднорiдностей повинен бути бiльшим, i, отже, час досягнення мiнiмуму електроопору повинен бути бiльшим. Тобто мiнiмум мав би з‘явитися при дещо бiльших флюенсах. Нажаль, через технiчнi труднощi, однозначно встановити цей факт не вдалося.

Подальше зростання електроопору при збiльшеннi флюенса можна пояснити розвитком областей, що впорядковуються за типом низькоконцентрацiйної фази. Це призводить до збiльшення внутрiшнiх напружень i, можливо, часткової втрати когерентностi границь.

Паралельно дослiдженням змiни електроопору проводились дослiдження рентгеноструктурним методом. Були дослiдженi зразки: 1) вiдпаленi при 300^о С протягом 4 годин, 2) загартованi вiд 300^о С, 3)опромiненi флюенсами 2*10¹⁷ , 10¹⁸ , 1. 5*10¹⁸ е/см² , стан яких вiдповiдає екстремальним або найбiльш характерним точкам змiни електроопору.

Аналiз параметрiв ближнього порядку для загартованих зразкiв вiд температури 300^о С свiдчить про максимальний ступiнь впорядкування за типом L1₂ . Як показав розрахунок параметрiв Каулi, знакочергування для перших чотирьох координацiйних сфер (-,+,-,+), а також величина параметру для першої координацiйної сфери вказують на впорядкування за типом L1₂ казати, що сплав AgZn має неоднорiдний близький порядок. Можливо, це пов’язано з утворенням в сплавах областей, збiднених Zn i областей, збагачених Zn, завдяки тому, що Zn є пiдрозмiрним i бiльш рухливим елементом сплаву.

Розрахунок параметрiв ближнього порядку, якщо дивитися на величину параметру на першiй координацiйнiй сферi для сплавiв Ag-10 ат.%Zn та Ag-20 %Zn, опромiнених флюенсом 2*10¹⁷ е/см² , 10¹⁸ е/см² , говорить про ще бiльше зменшення впорядкування за типом L1₂ i появи впорядкування за новим типом. Областi збагаченi Zn, збагачуються ще бiльше завдяки радiацiйно-стимульованiй дифузiї. Слiд зазначити, що для сплавiв Ag-20 %Zn процеси йдуть швидше, нiж у випадку зi сплавом Ag-10 ат.%Zn.

Для бiльших значень флюенсу електронного опромiнення змiнюється також форма модуляцiї фона Лауе до першого структурного максимума, а розрахованi параметри Каулi свiдчать про перехiд близького впорядкування у ближнє розшарування (змiнюється знак параметру Каулi на першiй координацiйнiй сферi).

Якщо розглянути дифрактограму сплаву Ag-20 %Zn, опромiненого флюенсом 10¹⁸² , та проiдентифiкувати її, знаходяться лiнiї, що належать z-фазi, яка має гексагональну структуру.

¹⁷ е/см²

1. Немонотонна залежнiсть змiни електроопору в твердих розчинах Ag 10 та 20 ат.%Zn при термообробцi та опромiненнi прискореними електронами пов‘язана зi змiною типу ближнього впорядкування.

2. Максимум на кривiй залежностi змiни електроопору вiд температури загартування корелює з температурою фазового перетворення β-ζ фаз.

3. Електронне опромiнення флюенсами до 5х10¹⁷ е/см²

5. Перелiк посилань

1. Хансен М., Андерко К. Структуры двойных сплавов. Т. 1, М. - Металлургия. - 1962. -608с.

2. Головин В. А., Ульянова Э. Х. Свойства благородных металлов и сплавов. М. -Металлургия. - 188 с.

3. Cornelis I., Wayman C. - Scripta metall. -1974. -v. 8, N 11, p. 1321-1326.

4. Иверонова В. И., Кацнельсон А. А. Ближний порядок в твердых растворах. -М. -Наука. -1978. -255 с.

5. Лифшиц И. М. К теории твердых растворов. ЖЭТФ, т. 9, вып. 4, 1939. -с. 500-511.

6. Жданов Г. С. Физика твердого тела. МГУ, 1961.

7. Cowely J. M. X-ray Measurement of Order in Single Crystals of Cu₃ Al. Journal Appl. Phys., vol. 21. -N1. -1950. -p. 24-29.

9. Кацнельсон А. А., Алимов Ш. А. и др. Локальное упорядочение и электрическое сопротивление сплавов NiW и PdCo. ФММ. -1968. -т. 26. -вып. 6. -с. 987-995.

10. Иверонова В. И., Кацнельсон А. А. Ближний порядок и характеристическая температура сплава Ni₃ Pt. Кристаллография, т. 4. -1959. -вып. 1., с. 25-29.

11. Иверонова В. И., Кацнельсон А. А. Ближний порядок и рентгенографическая характеристическая температура в Ni₃ Pt. -Кристаллография, т. 5. -1960. -вып. 1, с. 71-78.

12. Кацнельсон А. А. Процессы установления ближнего порядка в неравновесных твердых растворах. Изв. Вузов. Физика. N10(113). -1971. -c. 17-24.

14. Козлов Э. В. Природа стабильности упорядоченного состояния и конфигурационные и неконфигурационные эффекты при фазовых превращениях порядок-беспорядок в двойных металлических твердых растворах замещения.: Автор. дис. д-ра техн. наук. -Томск,1984. -32с.

15. Смирнов А. А. Теория электросопротивления сплавов. Киев, Наука. -1960.

17. Кривоглаз М. А., Смирнов А. А. Теория упорядочивающихся сплавов. -М. -Физматгиз. -1958.

18. Rosenblatt D. B., Smoluchowski R., Dienes G. J. Radiation Induced Changes in the Electrical Resistance of Disordered Alloys. Appl. Phys., v. 26-N8. -1955. -p. 1044-1048.

19. Arlin E., Asch and George L. H. Quantum Theory of the Residual Electrical Resistivity of Disordered Alloys. Phys. Review. -1963. -v. 132-N3-p. 1047-1057.

20. Дамаск А., Динс Дж. Точечные дефекты в металлах. Мир, М. -1966

22. Howie A. The Electrical Resistivity of Stacking Faults. The Phyl. Mag. -vol. 5. -1960. -N5. -p. 251-271

23. Блатт Р. Д. Теория подвижности электронов в твердых телах. М. Наука. -1966

24. Малышев В. М., Румянцев Д. В. Серебро. М. -Металлургия. -1987. -320с.

25. Westgeen A., Phragmen G. Phyl. Mag., 50, 1925, p. 347-348

26. Савицкий Е. М. Благородные металлы. М. Металлургя,-1979. -763с.

27. Мастеров В. А., Саксонов Ю. В. Серебро. Сплавы и биметаллы на его основе. М. Металлургия. -1979.

29. Уильямс А., Гелат И., Конноли Дж. и др. Диаграммы фаз в сплавах. М. Мир. -1986. -272с.

30. Барабаш О. М., Коваль Ю. Н. Кристаллическая структура кристаллов и сплавов. М. Наука. -1986. -586с.

31. Шанк Ф. Структуры двойных сплавов. М. Металургия. -1973. -760с.

33. Бонар А. А., Великанова Т. Я. и др. Стабильность фаз и фазовые равновесия в сплавах переходных металлов. Киев, Наукова думка. -1991. -200с.

34. Багдарасян Р. И., Кацнельсон А. А., Силонов В. М. Расчет ближнего порядка в a-AgZn методом псевдопотенциалов. - Изв. АН Армянской ССР, Физика. -1976. -т. 11. -№5. с. 407-408.

35. Багдарасян Р. И., Кацнельсон А. А., Силонов В. М. Атомный ближний порядок в a-AgZn. Кристаллография. -1977. -т. 22. -вып. 1. -с. 191-196.

36. Багдарасян Р. И., Кацнельсон А. А. - Кристалография. -1977. -т. 22. -с. 163.