Page 133 - Zmist-n4-2015

Методика досліджень. Структуру в рідкому стані досліджували методом
високотемпературної рентгенівської дифрактометрії, який давав змогу отримува-
ти криві інтенсивності дифрагованого випромінювання за різних температур до
1600 K. Геометрія розміщення вхідної щілини рентгенівського променя, центра
камери і вхідної щілини лічильника відповідала схемі фокусування типу Брега–
Брентано [16]. Похибка вимірювання інтенсивності випромінювання – в межах
2…3%. Температуру вимірювали та підтримували з точністю ±2 K.
Отримані експериментальні кутові залежності інтенсивності дифрагованого
випромінювання виправляли на поляризацію, поглинання і аномальну дисперсію
[17]. Приведення до електронних одиниць здійснювали за допомогою методу,
описаного раніше [18]. Виправлені і пронормовані криві інтенсивності викорис-
товували для розрахунку структурних факторів (СФ), парних кореляційних функ-
цій та функцій радіального розподілу атомів.
Результати експериментальних досліджень використали для отримання три-
вимірних структурних моделей розплавів оберненим методом Монте-Карло
(RMC) [19]. Використовуючи їх, розрахували парціальні структурні фактори та
парціальні парні кореляційні функції, а також отримали розподіл парціальних ко-
ординаційних чисел.
Результати та їх обговорення. На рис. 1 показані структурні фактори ев-
тектики Al 0,88Si 0,12 та сплавів (Al 0,88Si 0,12) 1–xNi x за температур на 5 K вищих темпе-
ратури плавлення. З рисунка видно, що другий максимум СФ евтектики розщеп-
лений на два підмаксимуми. Як свідчить зміна профілю СФ евтектики, за підви-
щення температури збільшується розчинність Si в Al і при 1000 K в розплаві
формується статистичний розподіл атомів.

Рис. 1. Структурні фактори для розплавів
(Al 0,88 Si 0,12 ) 1–x Ni x : 1 – Al 0,88 Si 0,12 ;
2 – (Al 0,88 Si 0,12 ) 0,95 Ni 0,05 ;
3 – (Al 0,88 Si 0,12 ) 0,9 Ni 0,1 ;
4 – (Al 0,88 Si 0,12 ) 0,85 Ni 0,15 ; 5 – (Al 0,88 Si 0,12 ) 0,8 Ni 0,2 .

Fig. 1. Structural factors for (Al 0.88 Si 0.12 ) 1–x Ni x
melts: 1 – Al 0.88 Si 0.12 ;
2 – (Al 0.88 Si 0.12 ) 0.95 Ni 0.05 ;
3 – (Al 0.88 Si 0.12 ) 0.9 Ni 0.1 ;
4 – (Al 0.88 Si 0.12 ) 0.85 Ni 0.15 ; 5 – (Al 0.88 Si 0.12 ) 0.8 Ni 0.2 .

Під час додавання нікелю до цієї евтектики спостерігали значні зміни профі-
лю СФ, що свідчить про істотну трансформацію структури. Зокрема, змінюється
висота і положення основних максимумів СФ, а також стає асиметричним його
перший максимум, який можна розкласти на два симетричні максимуми. Така
поведінка структурних факторів свідчить про існування мікрообластей з різним
типом атомного впорядкування, що зумовлено тенденцією до переважаючої взає-
модії між нікелем та компонентами евтектики.
Підтвердженням існування тенденції до формування хімічного ближнього
порядку є, зокрема, від’ємна надлишкова ентропія змішування сплаву Al 0,80Ni 0,20,
яка становить –1,6 k B/atom. Крім цього, під час дослідження К-спектрів погли-
нання встановлено, що поряд з переважаючим металічним зв’язком, в цих спла-
вах є локальна взаємодія між атомами перехідних елементів і атомами алюмінію
типу ковалентного чи резонансно-ковалентного зв’язку. Цей стан частково зберіга-
ється в рідких сплавах і його вплив на властивості сплавів алюміній–перехідний
метал виявляється в утворенні комплексів з жорсткими міжатомними зв’язками,
що діє на поведінку основних структурних параметрів сплаву в рідкому стані.

132