Атомная структура аморфных металлических сплавов Al83Ni10La7 и Al87Ni10Nd3 тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.07, кандидат физико-математических наук Змейкин, Алексей Анатольевич

• Змейкин, Алексей Анатольевич
• кандидат физико-математических наук
• 2011

Оглавление диссертации кандидат физико-математических наук Змейкин, Алексей Анатольевич

СОДЕРЖАНИЕ

страницы

Введение 2 Глава 1. Современные представления о структуре аморфных

металлических сплавов

1.1 Методы получения аморфных сплавов

1.2 Методы исследования атомной структуры аморфных материалов

1.3 Атомная структура аморфных металлических сплавов

Глава 2. Методика эксперимента

2.1 Исследуемые образцы и их характеристики

2.2 Получение и обработка экспериментальных данных

2.3 Экспериментальные функции радиального распределения атомов

2.4 Модельные функции радиального распределения атомов

Глава 3 Результаты и обсуждения

3.1 Атомная структура аморфного металлического сплава А18з№юЬа7

3.2 Атомная структура аморфного металлического сплава А187№юШз

Основные результаты и выводы

Заключение

Список используемой литературы

Список публикаций

Приложение

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Атомная структура аморфных металлических сплавов Al83Ni10La7 и Al87Ni10Nd3»

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность темы. В последние десятилетия исследования твердых тел с неупорядоченным атомным строением интенсивно развивается в связи с внедрением нанотехнологий в промышленных масштабах. Особый интерес сохраняется к структуре неупорядоченных, аморфных металлических сплавов (AMC). Ряд специфических свойств аморфных сплавов делает их более перспективными для практического использования в различных отраслях производства, по сравнению с кристаллическими [1,2]. Широкое применение в науке и практике нашли AMC, полученные быстрым охлаждением из расплава [3-5].

Известно, например, что аморфные сплавы на основе алюминия являются высокопрочными [6-8]. AMC обладают уникальными физическими, механическими и коррозионными свойствами, что обуславливает их использование в качестве перспективных конструкционных материалов [9,10]. Аморфные металлические сплавы на основе AI (Al83Nii0La7 и Al87NiioNd3) с добавлением редкоземельных металлов демонстрируют специфические механические, электрические и магнитные свойства при низких температурах [11,12]. Благодаря таким свойствам использование AMC часто оказывается предпочтительнее, чем использование поликристаллических сплавов на основе AI [13].

При вполне обоснованном интересе к AMC, создаваемым быстрым охлаждением расплавов соответствующих составов, исследования их свойств изначально опережали разработку представлений об их атомной структуре. Последнее обусловлено, в первую очередь, ограничением возможностей экспериментальных дифракционных методов анализа. Отсутствие трансляционной симметрии в AMC не позволяет однозначно расшифровать их атомную структуру на основании одних только экспериментальных данных. Представление об атомной структуре аморфных материалов получают с помощью моделей. Создание адекватной модели для многокомпонентных аморфных сплавов является очень сложной задачей.

Большинство методов моделирования атомной структуры аморфных металлических сплавов основаны на подборе координационных чисел, на геометрии химических связей и полиэдров и, по сути, не являются прямыми методами, что накладывает большие ограничения при интерпретации полученных результатов. Качество используемого метода моделирования проверяется путем сравнения экспериментальной интенсивности и функции радиального распределения атомов (ФРРА) с рассчитанными по той или иной модели.

Для описания структуры однокомпонентных аморфных металлов первоначально была использована модель Бернала [14,15], которая в свое время предлагалась для описания структуры простых жидкостей. Она основана на случайной плотной упаковке (СПУ) жестких атомов. В этой модели атомы металла представлены большими жесткими сферами, которые не перекрываются и не деформируются. Однако такая структура не позволяла получить величину плотности материала, которая наблюдается в эксперименте. Кроме того, неадекватно описывала экспериментальную функцию радиального распределения атомов (ФРРА).

Лучшее согласие с экспериментом стали получать, заменив жесткие сферы мягкими в той же СПУ модели, разрешив атомам деформироваться. Структуру в рамках этих моделей описывают с помощью полиэдров Бернала и Вороного. Широко используется также модель молекулярной динамики, но целесообразность ее применения к анализу атомной структуры AMC в настоящий момент до конца не изучена.

Последующие попытки построения моделей структуры можно разделить на два основных направления:

1. Компьютерное моделирование в рамках-СПУ моделей с последующей релаксацией полученной структуры с использованием соответствующих потенциалов парных межатомных взаимодействий. Конечная структура при этом должна правильно описывать основные особенности экспериментальной ФРРА.

2. Построение моделей, когда формируют кластеры, состоящие из атомов разного сорта, которые образуют координационную ячейку или локальную координацию атомов (JIKA). При этом бинарные сплавы различного состава рассматриваются в виде смеси областей чистого металла и областей со структурой JIKA [16,17]. Хотя в аморфных сплавах типа металл - металлоид четко показано существование очень сильного химического ближнего порядка, его количественные характеристики для существующих методов анализа являются трудно определяемыми величинами.

Существует ряд экспериментальных работ, в которых показано, что аморфное состояние большинства сплавов, полученных закалкой из расплава, имеет нанокристаллическую, а не жидкостную природу. Эти эксперименты были выполнены методом просвечивающей электронной микроскопии высокого разрешения. В этих случаях удается визуализировать не только неоднородные области, но и отдельные атомы в AMC.

Таким образом, большинство моделей построено на использовании физической интуиции в сочетании с определенной информацией о структурном состоянии AMC. По построенным моделям рассчитывают плотность, функцию радиального распределения и другие характеристики AMC, а затем сравнивают их с аналогичными экспериментальными значениями. Следует, однако, отметить, что даже в случае хорошего совпадения модельной ФРРА с экспериментом не значит, что не найдется другая модель, которая даст еще лучшее совпадение. Поэтому связь между модельными представлениями и истинной структурой аморфных твердых тел остается до конца не установленной.

Определение атомной структуры и возможность осуществлять ее контроль при производстве аморфных металлов является важной задачей. Поэтому проблема исследования атомной структуры многокомпонентных сплавов прямыми дифракционными методами остается актуальной.

Цель работы - определить атомную структуру аморфных металлических сплавов состава Al83NiioLa7 и Al87Ni10Nd3 в области ближнего

и среднего порядка с помощью фрагментарной модели. Для ее достижения поставлены следующие задачи:

1. Получить экспериментальные ФРРА аморфных сплавов А183№юЬа7 и А187№ю^- содержащие достоверную информацию о распределении :

межатомных расстояний до 1 нм. (г~1нм).

2. В рамках фрагментарной модели построить модельные ФРРА структурных фрагментов всех известных кристаллических фаз бинарных систем Al-Ni, Al-La, Al-Nd и Ni-Nd.

3. Провести сравнительный анализ модельных ФРРА с экспериментальными для выявления структурных фрагментов кристаллов-аналогов, образование которых возможно при заданном элементном составе сплава.

4. Провести фазовый анализ сплавов после их кристаллизации.

Объектами исследований данной диссертации являются: аморфные

металлические сплавы состава Al83Ni10La7 и Al87Ni10Nd3, которые были получены быстрой закалкой из расплава (скорость закалки не менее 106 К/сек) на вращающемся барабане-холодильнике (представленные ИМЕТ РАН имени А. А. Байкова г.Москва.)

Научная новизна.

1. Впервые к анализу атомной структуры AMC применена фрагментарная модель [18]. Научное консультирование осуществляла к. ф.-м. н., доцент Алейникова К. Б. Применение модели позволило установить, что исследуемые аморфные металлические сплавы Al83Ni10La7 и Al87NijoNd3 содержат структурные фрагменты не одного, а нескольких кристаллических аналогов, и даже определить размер некоторых из них (~7 Á.)

2. Установлено, что основной вклад в формирование первых координационных сфер экспериментальной ФРРА вносят интерметаллиды Ni3Al и Al3La [19]. Высшие координационные сферы (г > 7 Á) в основном образованы межатомными расстояниями, свойственными чистому алюминию. Образование структурных фрагментов интерметаллических

соединений в сплаве Al83Ni10La7 происходит в областях, не превышающих 7 Ä. В образце сплава наряду с аморфной фазой присутствует кристаллическая фаза с тремя хорошо выраженными дифракционными линиями, которые с большой вероятностью можно приписать поликристаллическому- Al4La.

3. Установлено наличие в аморфном металлическом сплаве Al87Nii0Nd3 структурных фрагментов трех фаз: алюминия и двух интерметаллидов Al3Nd и Al3Ni. Показано, что высшие координационные сферы {г > 6 Ä) формируются в основном межатомными расстояниями алюминия, средние (3.5 < г < 6 Ä) структурными фрагментам соединения Al3Nd. Размеры фрагментов этого интерметаллида не превышают 7 Ä. Соединение Al3Ni вносит свой вклад во все интерпретируемые нами координационные сферы экспериментальной ФРРА [20].

4. Кристаллизованный под действием импульсного фотонного облучения сплав Al87Nii0Nd3 содержит кристаллические фазы твердых растворов на основе AI, Al3Ni и Al4Nd. Тот факт, что фрагменты структуры Al4Nd не были обнаружены в исходном AMC, может свидетельствовать о наличии структурного превращении Al3Nd в Al4Nd при кристаллизации.

Научная и практическая значимость работы. Применение в качестве подложки монокристаллического кремния, ориентированного таким образом, что не было ни одного отражения во всем интервале углов поворота дифрактометра, и учет тонкой структуры кривой интенсивности рассеяния рентгеновских лучей аморфными металлами позволил получить экспериментальную ФРРА, содержащую достоверную информацию о наиболее вероятных межатомных расстояниях в сплавах вплоть до Ihm. Применение фрагментарной модели к анализу атомной структуры аморфных сплавов Al83Ni10La7 и Al87Ni10Nd3 позволило установить, что сплавы неоднородны [21]. В них содержаться фрагменты структур трех кристаллических аналогов. Кристаллизация сплавов под действием импульсного фотонного облучения подтвердила трехфазность сплавов.

На защиту выносятся:

1. Положение о том, что учет тонкой структуры угловых зависимостей интенсивности рассеяния рентгеновского излучения на фольгах аморфных металлических сплавов позволяет получить экспериментальные ФРРА для Al83Ni10La7 и Al87Ni10Nd3 информативные в области до Ihm.

2. Доказательство неоднородности аморфных сплавов Al83Ni10La7 и Al87NiioNd3 и наличия в них структурных фрагментов трех кристаллических фаз.

3. Вывод о том, при кристаллизации сплавов происходит «фазовое превращение» структурных фрагментов интерметаллидов, содержащих редкоземельные элементы.

Степень обоснованности научных положений и выводов.

Достоверность полученных экспериментальных данных подтверждается их хорошей воспроизводимостью и фазовым анализом после кристаллизации. -Интерпретацию ФРРА аморфных металлических сплавов Al83Nii0La7 и Al87Nii0Nd3 проводили в рамках фрагментарной модели, опирающейся на , микрокристаллитную теорию строения аморфных сплавов, к /

справедливости которой в настоящее время склоняется все больше ученых, исследующих физико-химические свойства данных материалов. При расчете модельных ФРРА структурных фрагментов кристаллов - аналогов использовали современные кристаллоструктурные данные Pauling File Binaries Edition [22].

Апробация работы. Основные результаты диссертации докладывались и обсуждались на: VIII Всероссийской конференции «Физикохимия ультрадисперсных (Нано-) систем» (г. Москва, 2008 год); V Международной научно-технической школы-конференции МИРЭА, (г. Москва, 2008 год); XVII Международной конференции по химической термодинамике в России RCCT (г. Казань, 2009 год); Третьей Всероссийской конференции по наноматериалам «НАНО-2009» (г. Екатеринбург, 2009 год); V Национальной кристаллохимической конференции (г. Казань, 2009 год); XXVII Научных

чтениях имени академика Николая Васильевича Белова (г. Нижний Новгород, 2009 год); VI Международной научной конференции «Кинетика и механизм кристаллизации. Самоорганизация при фазообразовании» (г. Иваново, 2010 год); Международной научно-технической конференции «Нанотехнологии функциональных материалов» (г. Санкт- Петербург, 2010 год); XXII Международной научной конференции « Релаксационные явления в твердых телах» (г. Воронеж, 2010 год); XVII Международном совещании «Кристаллохимия, рентгенография и спектроскопия материалов» (г. Санкт-Петербург, 2011 год); XXV Международной Чугаевской конференции по координационной химии (г. Суздаль, 2011 год); XIII Российской конференции «Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов» (г. Екатеринбург, 2011 год).

Публикации. По теме диссертации опубликовано 15 работ, перечень которых приведен в конце диссертации, в том числе 3 статьи в журналах, рекомендованных ВАК.

В работах [1-15], опубликованных в соавторстве, лично соискателем выполнены: обработка , полученных экспериментальных

рентгендифракционных данных, построение экспериментальных функций радиального распределения атомов (ФРРА), расчет модельных ФРРА в рамках фрагментарной модели.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, трёх глав, заключения и списка используемых литературных источников, включающих 105 наименований. Основная часть работы изложена на 110 страницах, содержит 27 рисунков и 3 таблицы.

ГЛАВА 1. СОВРЕМЕННЫЕ ПРЕДСТАВЛЕНИЯ О СТРУКТУРЕ АМОРФНЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ.

1.1 МЕТОДЫ ПОЛУЧЕНИЯ АМОРФНЫХ СПЛАВОВ.

Трудности получения аморфных металлов в чистом виде заставили технологов обратиться к получению аморфных сплавов (AMC). Практика показала, что получение аморфных металлов в чистом виде является задачей сложной, трудоемкой и не всегда осуществимой [23, 24]. Куда более простой задачей является получение аморфных металлических сплавов [25]. С разработкой методов получения новых материалов - AMC, интерес к ним только растет. Причина повышенного интереса - их нестандартные свойства [26-28,102]. Формирование аморфной структуры металлов и сплавов приводит к фундаментальным изменениям магнитных, электрических, механических, сверхпроводящих и других свойств. AMC обладают различными физическими свойствами, что позволяет использовать их в качестве новых, перспективных материалов [29]. Так AMC на основе алюминия демонстрируют специфические механические, электрические и магнитные свойства [30]. Активно изучаются и коррозионные свойства AMC на основе алюминия [31].

На сегодняшний день известно большое количество способов получения аморфных металлических сплавов (AMC) [32, 33]. Однако не все полученные AMC можно использовать в научных и практических разработках. Методы получения AMC практически не отличаются от методов получения аморфных металлов в чистом виде. Все методы получения AMC можно разделить на три группы:

1) осаждение из газовой фазы или из растворов (электролитическое или химическое)

2) быстрая закалка из расплава

3) введение дефектов в кристаллический сплав.

К первой группе можно отнести осаждение в вакууме паров металлов, а также осаждение их из растворов. Ко второй - закалку на быстро вращающемся барабане-холодильнике или центрифуге из жидкого состояния. К третьей группе относят методы увеличивающие концентрацию дефектов в кристаллическом сплаве.

Метод вакуумного напыления. Суть метода состоит в следующем. Сплав нагревают в вакууме (обычно 10"3—10"4 Па), при этом с его поверхности испаряются атомы или молекулы, которые затем осаждаются на массивную охлаждаемую плиту-подложку, имеющую хороший теплообмен [34]. При этом, однако, на подложку попадают и атомы газа, которые неизбежно присутствует в вакууме. При изготовлении аморфных сплавов, состоящих из элементов с сильно различающейся упругостью паров, необходимо тщательно регулировать скорость напыления разных элементов, чтобы поддерживать постоянство количественных соотношений между элементами, осаждаемыми на подложку. Усложняет задачу получения AMC также и постоянное поддержание низкой температуры подложки. Если температура недостаточно низка и лежит выше температуры плавлении одного из элементов, входящих в состав сплава, получаемая пленка не аморфизируется.

Использование AMC, полученных данным методом, для анализа атомной структуры не является возможным потому, что трудно получить сплав заданного элементного состава и получить только аморфную структуру металлического сплава.

Метод вакуумного распыления. Суть метода в следующем [35-37]. В газовую атмосферу с низким давлением помещаются два электрода, между которыми наводится разность потенциалов, в результате чего газ ионизируется. Ионы сталкиваются с электродом, выбивая атомы с его поверхности. При столкновении ионов газа с твердой поверхностью электрода происходят различные процессы. В результате удара из металла

выбиваются нейтральные атомы или молекулы, т. е. происходит распыление металла.

В данном методе энергия движения атомов, достигающих поверхности металла, из-за наличия напряжения в несколько сот и даже тысяч вольт, доходит до значений -10 кэВ. Для процесса распыления характерно то, что атомы испускаются в широком интервале углов, а также то, что даже, если компоненты сплава имеют различную упругость пара, все равно можно получить пленку почти такого же состава, что и катод, и с хорошей адгезией. При распылении должна быть высокая степень вакуума, следовательно, в пленку может попасть много остаточного газа. Кроме того, довольно сильно нагревается подложка. Поэтому этот метод пригоден для получения АМС с высокой температурой кристаллизации.

Метод металлизации. Известны две разновидности метода металлизации: электролитическая и химическая. Последний метод называют также методом получения покрытий восстановлением.

Электролитическая металлизация. В основе метода лежит восстановление и осаждение на катоде-подложке ионов металла, образующихся при растворении анода в электролите [38]. В качестве электролитов обычно используются водные растворы, в которых в определенной пропорции смешаны хлориды металлов и соли мета-фосфорной и ортофосфорной кислот. Катодом обычно служит медь или графит. Электролиз проводится при постоянной температуре и плотности тока. В результате получаются аморфные пленочные покрытия из никеля или кобальта, содержащие большое количества фосфора. Этим методом можно получать АС: №—Р, Со—Р, Бе—Р, Со—№—Р, Со—Со—Яе, Бе—V/, Сг—Бе—Мо, Сг—Бе, причем особенности метода накладывают сильные ограничения на состав сплавов. При данном методе необходимо строго соблюдать заданные пропорции при приготовлении электролитов. Получить АС данным метод с точным количественным составом невозможно.

Химическая металлизация. Аморфные пленки типа Ni—Р получают осаждением из водных растворов хлоридов металлов [39]. Для этой цели используют ванны, представляющие собой смесь гипофосфитов и гидрида бора. Подбирая соответствующим образом состав ванны, получают аморфные сплавы Со—Р, Ni—В и Ni—Fe—В. В этом методе в качестве отрицательного полюса используют не только металлы, но и различные диэлектрики: стекла, пластмассы и т. п. Главная реакция представляет собой реакцию растворения ионов металла. Фосфор попадает в пленку в результате протекания побочной реакции, что позволяет контролировать его количество, регулируя концентрацию восстановителя. Метод позволяет получать сплавы на основе никеля и кобальта, содержащие фосфор и бор, но номенклатура сплавов крайне ограничена. Получение АС данными методами имеют больше практический интерес, чем научный.

Быстрая закалка из расплава. Наибольшее распространение получили методы позволяющие получать АС закалкой при большой скорости охлаждения (~106 К/сек), как бы «замораживая» жидкое состояние. Их объединяют под общим названием «метод закалки из расплава» [40,41]. Данный способ позволяет получать аморфные металлические сплавы без добавления аморфизирующих веществ типа фосфора, кремния и других. Этот метод применяется очень широко, так как позволяет получить металлические аморфные фольги, тонкие проволоки и ленты точного элементного и количественного состава.

Метод закалки из жидкого состояния имеют несколько разновидностей. Методы выстреливания, молота и наковальни, а также экстракции расплава позволяют получать тонкие пластинки AMC массой до нескольких сот миллиграммов. Методами, использующими закалку на центрифуге, закалку на барабане-холодильнике, прокатку расплава, можно получить непрерывные тонкие фольги и ленты. Эти методы могут быть использованы для промышленного производства AMC. Для производства порошков

применяют такие методы, как распыление расплава, для производства тонкой проволоки - методы экструзии расплава.

Получение порошков. Для производства порошков AMC можно использовать метод распыления расплава (спрей-метод) или его разновидность—метод электроразряда в масле. Однако использование этих методов ограничено, поскольку нельзя применять обычные окислительные печи. В методе распыления на вращающемся диске расплавленный металл, попадая в жидкость, разбрызгивается за счет ее турбулентного движения.

Получение тонких пластинок. Методы изготовления AMC в виде пластинок массой до нескольких сот миллиграммов применяются для получения образцов необходимых для определения некоторых их физических свойств. Практическое использование этих образцов ограничено из-за их неопределенной и нерегулируемой формы. Однако преимуществом этих методов является возможность достижения высоких скоростей охлаждения (до 109 К/с), что позволяет аморфизировать сплавы в широком диапазоне составов. Тонкие пластинки образуются при выстреливании небольших капель расплавленного металла и сплава либо при помощи газа под давлением, либо механическим путем на медную охлаждаемую плиту (холодильник).

Получение тонкой ленты. Полученные данным методом тонкие непрерывные ленты аморфных металлических сплавов можно использовать не только в практических целях [42,43] , но и для определения физических свойств и структуры. Можно выделить три основных метода: центробежной закалки, закалки на барабане-холодильнике и прокатки расплава между двумя валиками. На рис. 1.1.1 [44] приведены принципиальные схемы этих методов. Общим для них является, во-первых, плавление металла при электрическом или индукционном нагреве, и, во-вторых, выдавливание расплава из сопла под действием газа и затвердевание его при соприкосновении с поверхностью вращающегося охлаждаемого тела (холодильника). Различие состоит в том, что в методах центробежной

закалки и закалки на барабане-холодильнике расплав охлаждается только с одной стороны. Основной проблемой является получение достаточной степени чистоты внешней поверхности, которая не соприкасается с холодильником. Метод прокатки расплава позволяет получить одинаковое качество двухповерхностей ленты, так как они одновременно охлаждаются, но управлять процессом в этом случае довольно сложно.

о ^ ^_

б Р е

Рис. 1.1.1 Методы получения тонкой ленты путем закалки из расплава: а — центробежная закалка; б — закалка на диске; в — прокатка расплава; г — центробежная закалка; д — планетарная

закалка на диске.

Для каждого метода имеются свои ограничения по размерам лент, поскольку есть различия и в протекании процесса затвердевания. Если при центробежной закалке ширина ленты составляет 5 мм, то прокаткой получают ленты шириной 10 мм и более. Метод закалки на барабане-холодильнике, для которого требуется более простая аппаратура, позволяет в широких пределах изменять ширину ленты в зависимости от размеров плавильных тиглей. Данный метод позволяет изготавливать как узкие ленты шириной 0,1—0,2 мм, так, и широкие — до 10 мм.

Во всех установках для закалки из жидкого состояния (рис. 1.1.1) металл быстро затвердевает, растекаясь тонким слоем по поверхности вращающегося холодильника. При постоянстве состава сплава скорость охлаждения зависит от толщины затвердевающего расплава и характеристики холодильника. Толщина расплава на холодильнике определяется скоростью его вращения и скоростью истечения расплава, что, в свою очередь, зависит от диаметра сопла и давления на расплав.

Максимальная толщина аморфного металла зависит от его критической скорости охлаждения и возможности установки эту скорость задать. Если скорость охлаждения, реализуемая в установке, меньше критической, то аморфизации металла не произойдет.

Из всех способов получения аморфных металлических сплавов наиболее подходящим для изучения структуры является способ закалки из расплава. Полученные таким способом образцы имеют форму тонкой ленты и они отделены от подложки. Полученные данным методом сплавы имеют точный элементный и состав, в котором отсутствуют мешающие исследованиям побочные вещества.

Таким образом, для анализа атомной структуры аморфных сплавов целесообразно использовать образцы, полученные быстрой закалкой из расплава.

1.2 МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ АТОМНОЙ СТРУКТУРЫ АМОРФНЫХ МАТЕРИАЛОВ.

На сегодняшний день общепринятого метода, позволяющего адекватно анализировать атомную структуру аморфных материалов, нет. Это связано и с трудностями математических расчетов в определенных методах, и с ограниченностью прямых методов анализа экспериментальных данных, но прежде всего с неоднозначностью представлений о строении атомной структуры [45,46]. Так одни методы анализа основаны на жидкостном описании структуры, другие - на нанокристаллитном. Например, для анализа атомной структуры аморфных металлических сплавов (AMC) в основном используют модель случайной плотной упаковки (СПУ) жестких шариков [47], которая ранее предлагалась для описания структуры однородных жидкостей [48]. Помимо жидкостного представления структуры AMC, существует ряд экспериментальных работ, в которых показано, что аморфное состояние большинства сплавов, полученных закалкой из расплава,, неоднородно и имеет нанокристаллитную природу [49-52]. Практически все эти эксперименты были выполнены методом просвечивающей электронной микроскопии. В этих случаях при определенных условиях удается визуализировать различимые области, являющиеся как бы зародышами будущей кристаллической фазы [53]. Подходы к изучению в том и другом случае существенно различаются. В итоге, данные различия не позволяют выделить наиболее простой и удобный способ, подходящий для анализа атомной структуры не только AMC, но и любого аморфного вещества. Решением вопроса о правомочности той или иной модели становится только сопоставление результатов анализа атомной структуры в рамках любого метода с экспериментальными данными как дифракционными, так и физико-химическими.

В основном для изучения атомной структуры аморфных материалов применяют методы, основанные на изучении дифракции рентгеновского, электронного и нейтронного рассеяния. Полученная таким образом от

образцов функция 1(2 в), где I - интенсивность, в - угол отражения, сама по себе не несет никакой конкретной информации об атомном строении вещества. Однако, как известно из классической кристаллографии, интенсивность 1(29} зависит от межатомных расстояний, присутствующих в веществе. Можно анализировать непосредственно полученную интенсивность 1(20), уширяя дифракционные пики от соответствующего кристаллического аналога, как это делается в рамках классической микрокристаллитной модели. Но в основном поступают следующим образом. Преобразовывают с помощью известных приемов кривую интенсивности 1(20) в интерференционную функцию i(S). S=4Ksin(6/X), называют дифракционным вектором. Затем из интерференционной функции, зависящей от дифракционного вектора Sz=47zsin(6/X), который определен в обратном пространстве, применяют трансформанту Фурье [54]. Таким образом, можно рассчитать экспериментальную функцию радиального распределения атомов (ФРРА) по формуле:

л2

7~Ч / \ О ^ та_х

2 и

Алг2р(г)жс=Ажг2-^- +— f5-/(5)sin(Är)dS (1.2.1)

Mm 1 ^ J

Н V I J 71 о

о

где Dx - рентгеновская плотность алюминия в г/см , М - масса формульного состава сплава в уг.ед., тн - коэффициент равный 1.65, Kt - относительные рассеивающие способности атомов, входящих в состав сплава, S- волновой вектор, i(S) - интерференционная функция, которую выделяют из преобразованной определенным образом интенсивности 1(20) и которая свободна от некогерентного рассеяния и рассеяния независимыми атомами.

Полученная функция радиального распределения атомов (ФРРА) содержит информацию о наиболее вероятных межатомных расстояниях, присутствующих в аморфном веществе. Сравнивая экспериментальную функцию радиального распределения с расчетными, модельными функциями можно проводить анализ атомной структуры AMC. Чем лучше модель

описывает полученные экспериментальные данные, тем модель качественнее.

1.3 АТОМНАЯ СТРУКТУРА АМОРФНЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ.

Непосредственно по дифракционной картине от аморфного металлического сплава (AMC) нельзя определить взаимное расположение атомов. Чтобы иметь непосредственное представление о структуре, строят различные модели. Критерием оценки модели является совпадение модельной ФРРА с экспериментальной. При несовпадении этих кривых, можно говорить о том, что данная модель некорректно описывает структуру исследуемого вещества. Если же кривые находятся в хорошем соответствии, значит, модель удачна и описывает взаиморасположение атомов. Однако нельзя утверждать, что это единственная модель. То есть нельзя быть полностью уверенным в том, что не найдется какая-то другая модель, ФРРА которой так же хорошо или даже лучше совпадет с экспериментальной.

На сегодняшний день существуют множество моделей, с помощью которых можно описать с определенной точностью атомную структуру аморфных металлов и сплавов [55]. Это и методы, основанные на случайной плотной упаковке (СПУ) сфер, и дислокационная модель, и классическая микрокристаллитная модель [56-58], и метод молекулярной динамики [103105]. Однако для описания атомной структуры AMC подходят не все известные методы.

Так, изначально атомную структуру AMC представляли в рамках модели СПУ, как случайным образом упакованные различные модификации полиэдров Бернала. Впоследствии появились модель локальной координации атомов (ЖА), и как оказалась - фрагментарная модель [17]. Данные модели имеют как преимущества, так и недостатки. Обосновать применение той или иной модели к анализу AMC поможет детальное рассмотрение методов.

Модель случайных плотных упаковок (СПУ). Суть метода состоит в том, что сначала составляется случайная плотная упаковка твердых сфер (СПУТС), затем определяется средняя плотность и парная функция распределения такой СПУ-структуры, после чего с использованием подходящего парного потенциала или надлежащих геометрических условий,

или и того, и другого вычисляются локальные смещения в атомных конфигурациях, в результате чего происходит стабилизация модели СПУ-структуры.

Модели СПУ-структур привлекались, в первую очередь Берналом [14], для изучения строения жидкостей. Бернал, а затем Финней [15] предложили способ построения моделей, заключающийся в том, что в резиновый мешочек плотно набиваются стальные шарики и мешочек затем сжимается. Подобная геометрическая модель может просчитываться на ЭВМ по различным алгоритмам, чем создается многообразие СПУ-структур. Бернал считал, что трехмерные связи в СПУ-структуре можно представить в виде различных многогранников. Он выяснил, каковы эти многогранники и в каких соотношениях они содержатся в СПУ-структурах. Если допустить, что колебания длины сторон полиэдров составляют до 15%, то СПУ-структура может быть составлена из пяти типов полиэдров. Поры в этих полиэдрах называются дырками Бернала. Финней построил модель структуры СПУ, составленной приблизительно из 8000 жестких шаров, и для объяснения особенностей полученной геометрической структуры провел анализ полиэдров Вороного. Полиэдр Вороного определяется как многогранник, построенный следующим образом: центр данного атома соединяется отрезками с центрами соседних соприкасающихся с ним атомов, перпендикулярно этим отрезкам в их середине проводятся плоскости. С помощью такого многогранника и описывается локальная геометрическая конфигурация атомов, расположенных вокруг центрального атома. Полиэдры Вороного в правильных кристаллических структурах по своему физическому смыслу соответствуют ячейкам Дирихле. Анализ полиэдров Вороного в_модельных СПУ-структурах показало, что в них преобладают пятиугольные г^анщ что не соответствует обычным кристаллическим структурам.

Модель СПУ-структуры Финнея не очень хорошо воспроизводится экспериментально. Поэтому важным элементом СПУ-структуры может быть искаженный тетраэдр. В связи с этим Ичикава [44] при помощи ЭВМ

построил модель СПУ-структуры путем последовательного помещения жестких шаров в положения плотного контакта с тремя такими же жесткими шарами диаметром с1, расстояния между которыми меньше кс!., где 1< к <2. Им была построена и проанализирована модель СПУ- структуры, которая получается повторением операции укладки жестких сфер в тетраэдры. Оказалось, что для того, чтобы расчетные параметры пиков парной функции были близки к полученным экспериментально на напыленной аморфной железной пленке, необходимо ввести к < 1,2. Однако, если при таком ограничении укрупнить модель, доводя количество укладываемых сфер до тысячи, возникает большое число пор и средняя плотность структуры снижается до 70—80% от средней плотности при малом числе сфер. Во избежание этого Ямамото с сотрудниками [59] построили модель СПУ-структуры, аналогичную модели Ичикавы, а затем применили к этой модели релаксационную процедуру с использованием парного потенциала Пак-Дояма [44]. При этом, расчетная парная функция оказались близка к экспериментальным значениям.

Финней считает, что поскольку пятиугольные грани полиэдров Вороного в структурах аморфных тел встречаются наиболее часто, атомные конфигурации в таких стоуктуоах представляют собой несколько

сохраняют в структуре высокий коэффициент заполнения, близкий к таковому для г.ц.к. кристаллов. В работе [60] проведено моделирование структуры жидкого железа выше точки плавления, которая сравнивается со структурой аморфного твердого тела. Результаты работы [60] подтверждают высказанные выше соображения.

измененные икосаэдры

грани и

На рисунке 1.3.1 представлены результаты анализа сечений полиэдров Вороного в модели релаксированной СПУ-структуры Ямамото. Из этого рисунка можно ясно представить себе вид межатомных связей в локальном геометрическом ближнем порядке в СПУ-структуре. На рисунке заштрихованные участки соответствуют полиэдрам Вороного, которые являются одними из возможных структурных элементов при плотной упаковке, образованной пятью различными берналовскими конфигурациями. Наличие именно таких структурных элементов характерно для структуры стекол. В аморфных структурах наблюдаются различные полиэдры Вороного

Рисунок 1.3.1

(0,1,10), (0,2,8). Обнаружены полиэдры Вороного, встречающиеся и в кристаллических структурах (0,3,6). Таким образом, аморфная структура AMC представляет собой непрерывный ряд, мозаичный узор, составленный из чередующихся многогранников, характерных для кристаллических и некристаллических структур.

Модель локальной координации атомов (ЛКА). Наиболее распространенной моделью, основанной на нанокристаллитном описании структуры, позволяющей анализировать атомную структуру AMC, стала модель локальной координации атомов JIKA [61-63].

В основном данная модель используется для описания многокомпонентных ковалентных и ионных стекол. За основу в данном методе берется ближайшее расположение атомов в кристаллическом аналоге.

; 22

i

В ковалентных материалах, например, это будет тетраэдр, что указывает на сохранение ковалентных связей. Первым такую модель использовал в 1932 году В. Г. Захариазен [64,65]. Он имитировал структуру аморфного Si02 с помощью беспорядочной сетки, в которой каждый атом кремния находился в центре тетраэдра, а атомы кислорода в его вершинах.

С развитием способов получения AMC, ученые пришли к выводу, что для уменьшения скорости охлаждения расплава при его стекловании необходимо добавлять аморфизирующие металлоиды типа As, С, Si, Р и другие элементы. Предполагается, что при введении в металлический расплав -20% металлоида перед стеклованием возникают молекулярные кластеры, в которых атомы металла группируются вокруг центрального металлоидного атома. Эти кластеры возникают благодаря химической связи, отражающей особенности валентных электронных оболочек атомов металла и металлоида. Учитывая эти особенности и была предложена модель локальной координации атомов (JIKA), согласно которой конфигурация соприкасающихся металлических атомов в аморфных сплавах металл— металлоид характеризуется особой атомной координацией, а именно, в структуре имеются тригональные призмы и другие полиэдры, встречающиеся в соответствующих кристаллических химических соединениях. В аморфных сплавах металл — металлоид реализуется тот же механизм формирования структуры, что, например, и в кварцевом стекле, где атомы кислорода образуют правильный тетраэдр, в центре которого находится атом кремния.

Предположение, что в AMC сохраняется ближний порядок в расположении атомов, дает возможность применения к анализу атомной структуры фрагментарной модели.

В данной диссертации проведена расшифровка атомной структуры аморфных металлических сплавов состава Al83NiioLa7 и Al87NiioNd3 с помощью фрагментарной модели, основанной исключительно на прямых методах рентгенофазового анализа, в пределах ближнего и среднего порядка

[66]. При расчете модельных ФРРА экспериментальные данные не учитываются. Обработку результатов рентгендифракционных экспериментов (исключение фона, вне зависимости от его происхождения, и нормировку экспериментальных кривых интенсивности) проводили по методу Набитовича - Стецива [67]. Экспериментальные ФРРА исследуемых аморфных металлических сплавов, рассчитанные на основании Фурье-преобразования кривых интенсивности рассеянного излучения в рамках К-приближения [68], интерпретировали с помощью модельных ФРРА. При построении модельных ФРРА структурных фрагментов кристаллических аналогов исследуемых AMC использовали математический аппарат модернизированного метода функций пар атомов, разработанным Финбаком - Уорреном.

Результаты анализа с помощью фрагментарной модели подтверждены фазовым анализом кристаллизованного под действием импульсного фотонного отжига сплава А1вз№юЬа7

Метод Финбака - Уоррена. В основе фрагментарной модели лежит метод Финбака- Уоррена [69]. Изначально данный метод применялся для моделирования атомной структуры различных классических стекол, в дальнейшем он был так же применен к расшифровке атомной структуры и других аморфных веществ. Метод Финбака - Уоррена позволяет не только моделировать структуру аморфного вещества, он позволяет анализировать ее с помощью функции радиального распределения атомов, построенной на основе этой модели. Результатом моделирования в рамках данного метода являлось построение модельных функций радиального распределения атомов, которые позволяли анализировать экспериментальную ФРРА. Применение этого метода позволяет полностью использовать кристаллохимические характеристики соединений, исследуемой системы при анализе ФРРА аморфного материала.

На протяжении всего времени в экспериментах по изучению структуры аморфных веществ в основном использовали дифракцию рентгеновских

лучей. Это связано с особыми успехами в области теории и практики. Так впервые в методе Финбака - Уоррена оказалось возможным измерять интенсивность когерентного рассеяния при почти полном^ исключении комптоновского рассеяния и, следовательно, использовать построенную

функцию распределения пар атомов для точной интерпретации экспериментальных данных.

Для получения высокого разрешения дифракционных кривых интенсивности рассеяния, необходимо производить точные измерения интенсивности когерентного рассеяния вплоть до очень больших значений БтО/А,. Однако при больших значениях для элементов с низким атомным номером, эта интенсивность маскируется комптоновским рассеянием, которое превосходит ее в 5—6 раз. Для получения точных значений когерентной составляющей интенсивности при больших величинах втОА, необходимо исключать комптоновское рассеяние. Для этой цели был предложен метод флуорее11ентно1 о. возбу ждем Iия [70]. Однако при малых значениях 20 определенная доля комптоновского рассеяния обладает длиной волны менее 0,620 А и, следовательно, может вызвать флуоресценцию. Для этого была разработана так же соответствующая процедура

В главе 1.2 отмечено, что большинство рентгеновских исследований структуры аморфных веществ основываются на преобразовании Фурье. Причем предполагается, что амплитуды рассеяния отдельными атомами пропорциональны друг другу. Использование функций пар атомов — в рамках работы норвежской школы Финбака, позволяет проводить строгую и точную обработку экспериментальных кривых [71]. В рамках метода предложено ввести понятие единицы состава (е.е.); например, для плавленого кварца это будет 1 атом и 2 атома 0.

Преобразованная функция интенсивности имеет вид [69]

Где $=4жзтв/Х, 1/М- интенсивность когерентного рассеяния на единицу состава, g(S) - обостряющий множитель, который уменьшается с увеличением в и равен единице при £ = 0. Множитель g(S) вводится для частичной компенсации спада функции/и может быть выбран произвольно. Функция пар атомов для двух атомов I и / находящихся на расстоянии г0, определяется выражением

о £

(1.3.2)

где £тах — максимальное значение, до которого еще можно вести измерение интенсивности рассеяния рентгеновских лучей образцом, ехр(-а 2так называемый коэффициент затухания, вводимый для снижения интенсивности при больших где точность измерений низка. Кривая распределения функции пар атомов определяется соотношением

ШЛА . . ./V

\Si(s)sin{Sr)^{-a1S2)dS + 2n2rpYJZJ XX ' 7' ' (1-3.3)

V 1

V

1 1 'у

где р — электронная плотность образца; — число электронов в у'-ом атоме, Ыу — число соседних атомов в /-м слое, окружающему-й атом.

Используя известные величины и экспериментальные значения интерференционной функции ф), легко вычислить правую часть уравнения (1.3.3) для различных значений г. Будучи нанесенными как функция г, величины абсцисс максимумов непосредственно равны межатомным расстояниям в аморфном веществе. Правая часть уравнения (1.3.3) представляет собой расчетные значения кривой распределения функции пар

атомов. Число соседних атомов в /-оболочке вокруг атома у определяется подбором таких значений Щ, которые делают вычисленную правую часть уравнения (1.3.3) равной экспериментально определенной левой части. Следует подчеркнуть, что интерпретация с помощью уравнения (1.3.3) совершенно строгая и свободна от каких-либо приближений. Произвольно выбранные величины 8тах, ехр(-а£?) и g(S), которые появляются в правой части уравнении (1.3.3), включены таким же образом и в левую часть через

Ру(г\ как это следует из уравнения (1.3.3). Член 2л2гр ^Z

У J У

представляет

собой трансформанту Фурье малоуглового рассеяния и, следовательно, не зависит ни от Smax, ни от expi-aS2) и g(S).

Применение данного метода на практике позволило выявить беспорядочную сетчатую структуру у плавленого кварца, в которой каждый атом кремния находится в тетраэдрическом окружении четырех атомов кислорода, а каждый кислород связан с двумя атомами Si. Применение этой же методики к плавленому соединению В-0 показало, что это стекло представляет собой беспорядочную сетку борокислородных групп В30.

В работе Финбака - Уоррена разработана методика построения модельных функций пар атомов - аналога экспериментальной ФРРА. Анализ экспериментальных ФРРА с помощью данной модели дает возможность фазового анализа AMC [74,79,99].

В данной диссертации, используемая для анализа структуры AMC фрагментарная модель содержит некоторые существенные изменения метода Финбака - Уоррена. Модернизация заключается в следующем [18]: в рамках

фрагментарной модели подразумевается расчет модельной ФРРА Структурного фрагмента кристалла - аналога по формуле для правой части (1.3.3), при этом в качестве значений г у используют кристаллические межатомные расстояния, а в качестве Иу - число идентичных по величине и типу межатомных расстояний, приходящихся на одну формульную единицу.

Ранее фрагментарная модель для интерпретации структур аморфных |\

металлических сплавов не_________применялась., ^Фрагментарную модель |

использовали только для анализа атомной структуры многокомпонентных аморфных материалов с преимущественно ковалентным типом связи [72,73].

Заключение диссертации по теме «Физика конденсированного состояния», Змейкин, Алексей Анатольевич

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. С учетом тонкой структуры рентгеновских дифрактограмм аморфных металлических сплавов Al83Nii0La7 и Al87NiioNd3 получены экспериментальные функции радиального распределения атомов (ФРРА), содержащие информацию о межатомных расстояниях, присутствующих в сплавах до ~ 1 нм. Полученные экспериментальные ФРРА имеют большее разрешение и большую область упорядочения, по сравнению с полученными в других работах.

2. В рамках фрагментарной модели построены модельные ФРРА структурных фрагментов всех известных кристаллических фаз бинарных систем Al-Ni, Al-La, Al-Nd и Ni-Nd. Построенные по полным кристаллоструктурным данным кристаллических аналогов модельные ФРРА, рассчитывались независимо от эксперимента, без использования экспериментальных данных. Модельные ФРРА позволяют интерпретировать экспериментальные ФРРА во всей области упорядочения 1 нм), превышающей область ближнего порядка.

3. На основе экспериментальных ФРРА от AMC Al83Nii0La7 с помощью построенных модельных ФРРА в рамках фрагментарной модели выявлены структурные фрагменты интерметаллических соединений. Установлено, что основной вклад в формирование первых координационных сфер экспериментальной ФРРА вносят интерметаллиды Ni3Al и Al3La. Высшие координационные сферы (г > 7 Á) в основном образованы межатомными расстояниями, свойственными чистому алюминию. Образование структурных фрагментов интерметаллических соединений в сплаве Al83NiioLa7 происходит в областях, не превышающих 7Á.

4. На основании анализа экспериментальных ФРРА от AMC Al87Nii0Nd3 с помощью построенных модельных ФРРА в рамках фрагментарной модели позволил установить наличие в нем структурных фрагментов трех фаз: алюминия и двух интерметаллидов Al3Nd, Al3Ni. Установлено, что высшие координационные сферы (г > 6 Á) формируются в основном межатомными расстояниями алюминия, средние (3.5 < г < 6 А) - структурными фрагментами соединения А13Ыс1. Размеры фрагментов структуры этого интерметаллида не превышают 7 А. Соединение А13№ вносит свой вклад во все интерпретируемые нами координационные сферы экспериментальной ФРРА.

5. Кристаллизованный под действием излучения импульсных ксеноновых ламп сплав А187№юМс13 содержит кристаллические фазы А1, А13№ и А14Ыс1, что подтверждает правильность определения фрагментов структур, содержащихся в аморфном сплаве. Фрагменты структуры АЦЫё в аморфном сплаве не обнаружены, что может быть следствием структурного превращения в процессе кристаллизации.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Используемая в данной работе методика обработки экспериментальных данных, позволила получить хорошо разрешенные интерференционные функции от аморфных металлических сплавов Al83Ni10La7 и Al87NiioNd3 освобожденные от некогерентного рассеяния и рассеяния независимыми атомами. С помощью Фурье преобразований интерференционных функций рассчитаны экспериментальные ФРРА от AMC, содержащие информацию о наиболее вероятных межатомных расстояний в области до 1 нм. В современной литературе представлены функции радиального распределения атомов с областью упорядочения не более 5 - 6 Ä, рассчитанные по интерференционным функциям, при получении которых не учитывалась тонкая структура диффузных максимумов кривой интенсивности. ФРРА с такой областью упорядочения (не более 6 Ä) могут быть использованы только для анализа локального окружения атомов в пределах ближнего порядка (первые 2-3 координационные сферы). Полученные же в данной диссертации экспериментальные ФРРА от AMC с областью упорядочения ~ 1 нм содержат информацию о межатомных расстояниях, свойственных не только локальной координации атомов, но и упаковке координационных многогранников в кристаллической структуре.

С помощью построенных в рамках фрагментарной модели модельных ФРРА можно интерпретировать экспериментальную ФРРА во всей области упорядочения 1 нм). Модельная ФРРА, рассчитанная в рамках фрагментарной модели, содержит информацию о всех межатомных расстояниях гипотетического аморфизированного кристалла. При ее построение используются полные кристаллоструктурные данные кристалла-аналога и не используются экспериментальные данные, что дает возможность независимого анализа экспериментальной ФРРА. Анализ атомного строения AMC в рамках фрагментарной модели заключается в сопоставлении экспериментальной функции радиального распределения атомов и ФРРА структурных фрагментов его кристаллических аналогов. В современных работах анализ заключается в произвольном искажении кристаллоподобных областей, присутствующих в AMC, или вида функции межатомного взаимодействия для построения модельных угловых зависимостей интенсивности рассеянного излучения и ФРРА, для наилучшего совпадения с аналогичными экспериментальными кривыми.

Анализ ФРРА от AMC Al83Nii0La7 и Al87NiioNd3 позволил установить присутствие в обоих образцах структурных фрагментов трех кристаллических аналогов. Основной вклад в формирование первых координационных максимумов экспериментальной ФРРА от AMC Al83NiioLa7 вносят интерметаллиды Al3La и Ni3Al, межатомные расстояния Ni3Al вносят свой вклад во все максимумы во всей области упорядочения, которая ~ Ihm. Высшие координационные сферы (г > 7 Ä) в основном образованы межатомными расстояниями, свойственными чистому алюминию. Размеры структурных фрагментов интерметаллических соединений Al3La в аморфном металлическом сплаве Al83Nii0La7 не превышают 7 Ä. Установлено, что в AMC Al87Nii0Nd3 высшие координационные сферы (г > 6 Ä) формируются в основном межатомными расстояниями алюминия, средние (3.5 < г < 6 Ä) - структурными фрагментами соединения Al3Nd. Размеры фрагментов этого интерметаллида не превышают 7 Ä. Соединение Al3Ni вносит свой вклад во все интерпретируемые нами координационные сферы экспериментальной ФРРА.

Результаты анализа атомной структуры AMC подтверждены фазовым анализом кристаллизованного сплава Al87NiioNd3 под действием импульсного фотонного облучения. Кристаллизованный сплав содержит поликристаллы AI, Al3Ni и Al4Nd. При кристаллизации фрагменты структуры Al3Nd перестроились в более устойчивую фазу Al4Nd.

В данной диссертации впервые представлено эффективное использования фрагментарной модели для анализа атомного строения AMC в пределах 1 нм, что подтверждает нанокристаллитное строение исследуемых аморфных веществ.

Список литературы диссертационного исследования кандидат физико-математических наук Змейкин, Алексей Анатольевич, 2011 год

СПИСОК ИСПОЛЬЗУЕМОЙ ЛИТЕРАТУРЫ

1. Saida, J. The Formation of Nanostructure Materials by Consolidating Ultrafme Amorphous Alloy Particles Prepared by Chemical Reduction / J. Saida, A. Inoue, T. Masumoto // Mat. Sci. Eng. - 1994. - A179. - P. 577 - 581.

2. Kato, A. Consolidation and Mechanical Properties of Atomized Mg-based Amorphous Powders / A. Kato, T. Suganuma, H. Horikiri, Y. Kawamura, A. Inoue, T. Masumoto // Mat. Sci. Eng. - 1994. - A 179. - P. 112-117.

3.Tanner, L. E. Physical properties of Ti50Be4oZrio glass / L. E. Tanner, R. Ray // Scripta Metallurgica. - 1977. - V. 11. - P. 783-789.

4. Canter, В. / B. Canter // Proc. of 3 rd Intern. Conf. on Rapidly Quenched Metals. - 1978.

5. Herman, H., Ultra rapid Quenching of Liquid Alloys/ H. Herman // Treatise on Materials Science and Technology. - 1981. - V. 20. - Academic Press, New York. -P. 448.

6. Abrosimova, G. Structural transformations in the Al85Ni6.iCo2Gd6Sio.9 amorphous alloy during multiple rolling / G. Abrosimova, A. Aronin, O. Barkalov, D. Matveev, O. Rybchenko, V. Maslov, V. Tkach // Physics of the Solid State. -V. 53. -№2.-P. 229-233.

7. Asahi N., Maki Т., Matsuoto S., Sawai T. Quasicrystallization Characteristics of Mechanically Alloyed A165Cu20Fel5 Powder / N. Asahi, T. Maki, S. Matsuoto, T. Sawai // Mater. Sci. Eng. - 1994. - V. 179/180. - P. 841844.

8. Inoue, A. Development of High-Specific Strength Al-based Alloys by Utilizing Nanogranular Quasicrystalline Phase / A. Inoue, H. M. Kimura, K. Kita // New Horizons in Quasicrystals, World Scientific. - 1997. - P. 256 - 263.

9. Гойхенберг, Ю. H. Структура и магнитные свойства аморфных сплавов при разной степени кристаллизации / Ю. Н. Гойхенберг, В. Е. Рощин, С.И. Ильин // Труды 13 Российской конференции «Строение и свойства металлических и щлаковых расплавов». - 2011. - Т.4. - С. 38 - 41.

10. Ковнеристый, Ю. К. Особенности формирования аморфных сплавов на основе алюминия и их свойства / Ю. К. Ковнеристый, О. К. Белоусов, Н. А. Палий, И. В. Кузнецов, Ю. В. Панина // Перспективные материалы. - 2000. -№4.-С. 5-11.

И. Сидоров, В. Е. Магнитные свойства сплавов А1-РЗМ в кристаллическом, жидком и аморфном состоянии / В. Е. Сидоров, Н. С. Упорова, С. А. Упоров, В. А. Быков // Труды 13 Российской конференции «Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов». - 2011. - Т. 2. -С. 12-13.

12. Филиппов, К. С. Исследование объемных и поверхностных свойств расплава на основе никеля, легированного алюминием, раскисленного лантаном и церием / К. С. Филиппов, Б. В. Линчевский, А. М. Михеев // Труды 13 Российской конференции «Строение и свойства металлических и щлаковых расплавов». - 2011.- Т.2. - С. 33 - 35.

13. Белоусов, О. К. Аморфные сплавы: формирование, временная стабильность и прочностные свойства / О. К. Белоусов, Ю. К. Ковнеристый, Е. В. Попова // Деформация и разрушение материалов. - 2005. - № 8.- С. 2937.

14. Bernal, J. D. The geometry of the structure of liquids / J. D. Bernal, T. J. Hughel // Amsterdam: Elsevier. - 1965. - P. 25 - 47.

15. Finney, J. L. Random packings and the structure of simple liquids. I. The geometry of random close packing / J. L. Finney // Proc. Roy. Soc. London. -1970.-V. A319.-P. 479-493.

16. Kukunaga, M. / T. Kukunaga, M. Misawa, K. Fukamichi, T. Masumoto, K. Suzuki // Rapidly Quenched Metals III, edited by B. Cantor. - 1978. V. 2. - P. 325.

17. Gaskell, P. H. A new structural model for amorphous transitional metal silicides, borides, phosphides and carbides / P. H. Gaskell // J. Non-Crystalline Solids. - 1979. - V. 32. - P. 207 - 224.

18. Алейникова, К. Б. Фрагментарная модель как метод фазового анализа дифракционно-аморфных материалов / К. Б. Алейникова, Е. Н. Зинченко // Журнал структурной химии. - 2009. - Т. 50. - ПРИЛОЖЕНИЕ. -С. S100-S106.

19. Алейникова, К. Б. Фрагментарная модель и атомная структура аморфного сплава Al83Nii0La7 / К. Б. Алейникова, А. А. Змейкин // Вестник ВГУ.-2009.-№ 1,- С. 5-9.

20. Алейниковая, К. Б. Анализ атомной структуры металлического стекла состава Al87NiioNd3 с помощью фрагментарной модели / К. Б. Алейникова, А. А. Змейкин, Е. Н. Зинченко, В. М. Иевлев // Журнал ФХС. -2012.-№ 1.-С.

21. Алейникова, К. Б. Фрагментарная модель и атомная структура аморфных металлических сплавов Al83Nii0La7 и Al87Ni]0Nd3 / К. Б Алейникова, A.A. Змейкин, Е. Н. Зинченко, В. М. Иевлев // Труды 13 Российской конференции «Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов». - 2011. - Т. 2. -С. 42-45.

22. Ссылка на электронную картотеку: http://iric.imet-db.ru/DBinfo.asp?idd=28

23. Дэвис Г.А. Методы быстрой закалки и образование аморфных металлических сплавов / Г. А. Дэвис // Быстрозакаленные металлы. М. Металлургия. - 1983. - С. 11 - 29.

24. Masumoto, Т / Т. Masumoto, A. Inoue, М. Hagiwara, I. Otmaka, Т. Fukusako // Pioc. 4th Intern. 1 Conf. on Rapidly Quenched Metals. - 1982. - P. 47.

25. Петржик, М.И. Пути повышения стеклообразующей способности металлических сплавов / М. И. Петржик, В. В. Молоканов // Известия академии наук. Серия: Физическая». -2001. - Т. 65. - № 10. С. 1384 - 1389.

26. Золотухин, И. В. Физические свойства аморфных металлических материалов / И. В. Золотухин // Металлургия. - 1986. - С. 176 -181.

27. Powell, С. F. In Vapor Deposition / С. F. Powell, J. H. Oxley, J. M. Blocher // Jr., Editors. -1966. - P. 249.

28. Золотухин И.В., Калинин Ю.Е. Аморфные металлические сплавы // Успехи физических наук.-1990.-Т.160.-Вып.9.-С.75-110.

29. Суздалев, И. П. Нанокластеры и нанокластерные системы. Организация, взаимодействие, свойства / И. П. Суздалев, П. И. Суздалев // Успехи химии. - 2001. - Т. 70. - № 3. - С. 203 - 218.

30. Белоусов, О. К. Влияние термической и фотонной обработки на механические свойства аморфного сплава Al87Ni10Nd3 склонного к образованию нанокристаллической структуры / О. К. Белоусов, В. В. Вавилова, В. М. Иевлев, Ю. Е. Калинин, Ю. К. Ковнеристый, С. Б. Кущев, Н. А. Палий, С. А. Показаньева, Н. П. Самцова // Деформация и разрушение материалов. - 2007. - № 6. - С. 10 - 18.

31. Bonetty, Е. Anelastic and magnetoelastic effects and microstructural evolution of the Feys^CuiNbsSin^Bg alloy / E. Bonetty, L. Del Bianco, T. Tiberto // Journal of Magn. and Magn. Mater. - 1995. - V. 40. - P. 477 - 478.

32. Вьюгов, П. H. Металлические стекла / П. Н. Вьюгов, А. Е. Дмитренко // Вопросы атомной науки и техники. - 2004. - № 6. - С. 185-191.

33. Мирошниченко, И. С. Закалка из жидкого состояния / И. С. Мирошниченко // Москва: Металлургия.- 1982. - С. 167.

34. Sinha, А. К. / А. К. Sinha, В. С. Giessen, D. Е. Polk // Treatise on Solid State Chemistry, ed., Plenum Press. - 1976. - V. 3. - P. 1.

35. Tisone, Т. С. / Т. C. Tisone, J. B. Bindel // J. Vac. Sci. and Technol. -

1974. -V. 11. -№2. - P. 519-527.

36. Tisone, Т. С. / Т. C. Tisone, P. D. Cruzan // J. Vac. Sci. and Technol. -

1975. - № 5. - P.1058 - 1066.

37. Nevis, В. E. / В. E. Nevis, Т. C. Tisone // J. Vac. Sci. and Technol. -1974.- V.ll.- №6.- P. 1177 - 1185.

38. Brenner, A. Electrodepositing on of Alloys. Principles and Practices // A. Brenner // Academic Press. - 1963. - P. 187, 611.

39. Goldenstein, A. W. / A. W. Goldenstein, W. Rostocer, F. Schossberger // J. Electrochem. Soc. - 1957. - V.104. - P. 104.

40. Gilman, J. J. Metallic Glasses / J. J. Gilman, H. J. Leamy // ASM. - 1977. P. 243.

41. Puhl, С. / С. Puhl // Mat. Sei. Eng. 1. - 1967. - P. 313.

42. Kavesh, S. Metallic Glasses / S. Kavesh, J. J. Gillman, H. L. Leamy // ASM International, Metals Park. - 1978 (Chapter 2).

43. Herman, H. Ultrarapid Quenching of Liquid Alloys / H. Herman // Treatise on Materials Science and Technology. - 1981. - V. 20. - Academic Press.

44. Судзуки, К. Аморфные металлы / К. Судзуки, X. Фудзимори, К. Хасимото // Металлургия. - 1987. - С. 328.

45. Gardill. G. S. / G. S. Gardill // Atom Energy Rev. - 1981. - S. 1. - P. 101 -

141.

46. Калинин, Ю. E. Модельные представления структуры металлических стекол / Ю. Е. Калинин // Физика и химия стекла. - 1983. - Т. 9.-№2.- С. 129- 137.

47. Berrymann, J.G. Случайные плотные упаковки твёрдых шаров и дисков / J. G. Berrymann // Phys. Rev. - 1983. - А 27. - P. 1053 - 1071.

48. Allen, M.P. Компьютерное моделирование жидкостей / М. Р. Allen, D. J, Tildesley // Clarendon Press, Oxford. - 1987. - P. 255.

49. Глезер, A. M. Аморфные и нанокристаллические структуры: сходства, различия, взаимные переходы / A.M. Глезер // Российский химический журнал. - 2002. - Т. XLVI. - №5. - С. 57 - 63.

50. Абросимова Г.Е. Тонкая структура ГЦК - нанокристаллов в сплавах на основе AI и Ni / Г.Е. Абросимова, A.C. Аронин // Физика твердого тела. -2002. - Т. 44. - № 6. С. 961 - 965.

51. Порай - Кошиц, Е.А. О структуре стеклообразных веществ / Е.А. Порай - Кошиц // ДАН СССР. - 1942. - Т. 36. - С. 267 - 269.

52. Порай - Кошиц, Е.А. Рентгенографическое изучение структуры стекло- зных веществ/ Е.А. Порай - Кошиц // Успехи химии. - 1944. - T.XIIL-№. 2.-С. 113-143.

53. Иевлев, В. М. Учебное пособие «Тонкие пленки неорганических материалов: механизм роста и структура» / В.М. Иевлев // Воронеж: Издательско - полиграфический центр ВГУ. - 2008. - С. 496.

54. Warren, В. Е. Fourier analysis of X-ray patterns of vitreous Si02 and B203 / В. E. Warren, H. Krutter, O. Morningstar // J. Amer. Ceram. Soc. - 1936. -V.19.- P.202- 206.

55. Райт, A.K. Дифракционные исследования стекол: первые 70 лет/ А.К. Райт// Физика и химия стекла. - 1998. - Т. 24. - № 3 - С. 218 - 265.

56. Phillips, J. С. Spectroscopic and morphological structure of tetrahedral oxide glasses /J.C. Phillips // Solid State Phys. - 1982. - V.37. - P.93 -171.

57. Phillips, J. C. Comments on «The J. C. Phillips model for vitreous Si02-" A critical appraisal» / J.C. Phillips // Solid State Commun. - 1986. - V.60. -P.299 -300.

58. Phillips, J. С Structural model of Roman «Defect» bands of vitreous silica / J.C. Phillips // Phys. Rev. B. - 1987. - V.35. - P.6409 - 6413.

59. Yamamoto, R. / R. Yamamoto, H. Matsuoka, M. Doyama // Phys. Letters. - 1987. - A 64.-P. 457.

60. Yamamoto, R / R. Yamamoto, M. Doyama // J. Phys. 1979. - F. 9. - P.

617.

61. Gaskell, P.H. Models for the structure of amorphous metals / P.H. Gaskell, H. Beck, H. J. Guntherodt // Glassy Metalls.-1987.- Ch.2.- P. 5-49.

62. Polk, D.E. The structure of glass metallic alloys / D.E. Polk // Acta Metall.-1972. - V. 20. - P. 117-122.

63. Suzuki, К. / K. Suzuki, T. Fukunaga // Res. Rep. Lab. Nucl. Sci, Tohoku Univ. -1977.-№ 10.-P. 209

64. Zachariasen, W.H. The Atomic arrangement in glass/ W.H. Zachariasen // J. Amer. Ceram. Soc. - 1932. -V. 54. - P. 3841-3851.

65. Zachariasen, W.H. The vitreous state/ W.H. Zachariasen // J. Chem. Phis.-1935. - V. 3. - P. 162- 163.

66. Алейникова, К.Б. Фрагментарная модель атомной структуры многокомпонентных аморфных материалов с преимущественно ковалентным типов связи./ К.Б. Алейникова, М.В. Лесовой, Ю.Н. Перин // Известия АН. Сер. Физическая. - 1993. - Т.57. -№2. - С. 85 - 90.

67. Набитович, И. Д. Определение когерентной интенсивности и интенсивности фона по экспериментальной кривой рассеяния электронов / И. Д. Набитович, Я. И. Стецив, Я. В. Волощук // Кристаллография. - 1967. - Т. 12.-№ 4.-С. 584-590.

68. Вайнштейн, Б. К. К теории метода радиального распределения / Б. К. Вайнштейн // Кристаллография. - 1957. - Т. 2. - № 1. - С. 29 - 37.

69. Уоррен, Е. Рентгеновские исследования структуры стекол / Е. Уоррен // Кристаллография. - 1971. - Т. 16. - № 6. - С. 1264 - 1270.

70. Warren, В.Е. Multiple Scattering of X-rays by Amorphous Samples / B. E. Warren, R. L. Mozzi // Acta cryst. - 1966. - V. 21. - №. 3. - P. 459 - 461.

71. Warren, B.E. X-ray diffraction/ В. E. Warren // Reading: Addison - Wesley. -1969.

72. Алейникова, К.Б. Идентификация фаз в тонких аморфных пленках фосфидов цинка / К. Б. Алейникова, Е. Н. Зинченко, М. В. Лесовой // Кристаллография. - 2007. - Т. 52. - № 2. - С. 354-358.

73. Лихач, Н.И. Применение фрагментарной модели для анализа спектрально чистого стеклообразного Si02 / Н.И. Лихач, К.Б. Алейникова // Физика и Химия Стекла. - 2005. - Т. 31. - № 5. - С. 890 - 900.

74. Ковнеристый, Ю. К. Свойства квазикристаллов в системе Ti-Zr-Ni / Ю. К. Ковнеристый, В. Н. Чеботников, Ю. Э. Мухина // Металлы. - 1997. -№ 6. - С. 78 - 82.

75. Холзаков, А. В. Кластерное строение поверхности в аморфном, квазикристаллическом и жидком состояниях сплава Zr60Ni20Ti20 /А. В. Холзаков, И. Н. Шабанова, В. Н. Чеботников, Ю.Э. Мухина. // Металлы. 1998, №5, с. 106-109.

76. Глезер, А.М. Структура и механические свойства аморфных сплавов / А. М. Глезер, Б. М. Молотилов // Москва: Металлургия. - 1992. - С. 208.

77. Мороз, Э.М. Метод построения модельных кривых радиального распределения электронной плотности / Э.М. Мороз, Д.А. Зюзин, К.И. Шеффер // Журнал структурной химии. - 2007. - 48, № 2. - С. 269 - 273.

78. Скрышевский, А. Ф. Структурный анализ жидкостей и аморфных материалов / А.Ф. Скрышевский // Москва: «Высшая школа». - 1980. - С. 327.

79. Мороз, Э.М. Модельные кривые радиального распределения электронной плотности оксидов и гидроксилов / Э.М. Мороз, Д.А. Зюзин, К.И. Шеффер, JI.A. Исупова // Журнал структурной химии. - 2007. - 48, № 4. -С. 753-756.

80. Ковнеристый, Ю.К. Исследование стабильности аморфных сплавов на основе алюминия с РЗМ / Ю. К. Ковнеристый, О. К. Белоусов, Е. В. Попова, А. С. Коршунова // Металлы. - 2003. - № 3. - С. - 116 - 121.

81. Алешина, JL А. А. Рентгеноструктурный анализ аморфных материалов / Л.А. Алешина, А.Д. Фофанов // Учебное пособие. -Петрозаводск. - 1987. - С. 88.

82. Карточка ICDD. - № 24. - № 0501.

83. Джеймс, Р. Оптические принципы дифракции рентгеновских лучей. Москва: Изд. ИИЛ. 1950. 572 с.

84. Миркин Л.И. Справочник по рентгеноструктурному анализу.

85. Warren, В.Е. The structure of silica glass by X-ray diffraction studies / B.E. Warren, J. Biscoe // J.Amer.Ceram.Soc. - 1938. - V. 21. - P. 49 - 54.

86. Gillavry C.M., Rieck G.D., Press K. International Tables for X-ray crystallography. Birmingham, England. 1962.

87. Казимиров, В.П. «Эффект обрыва» в рентгенографии неупорядоченных систем / В.П. Казимиров, С.Ю. Смак, В.Э. Сокольский // Кристаллография.-2000. - Т.45. - №1. - С. 12 - 15.

88. International tables for X-Ray crystallography // Birmingham: Kynoch Press. 1959. V 2.

89. Филиппович, B.H. К теории рассеяния рентгеновских лучей в газах, жидких, аморфных твердых телах, поликристаллах / В.Н. Филипович // Журнал Технической Физики. - 1955.- Т. 25. - № 9. - С. 1604-1621.

90. Иверонова, В.И. Ближний порядок в твердых растворах / В.И. Иверонова, А. А. Кацнельсон // Москва: Наука. - 1977. - 256с.

91. Miracle, D. В. A structural model for metallic glasses. Nature Mater. № 3, C.-697-702 (2004).

92. Inoue, A. High-Strength Aluminum Alloys Containing Nanoquasicrystalline Particles / A. Inoue, H. Kimura // Materials Science Enginiaring. - 2000. - V. 286. - P. 1-10.

93. Носкова, Н.И. Субмикрокристаллические и нанокристаллические металлы и сплавы / Н. И. Носкова, Р. Р. Мулюков // Екатеринбург: УрО РАН, 2003.279 с.

94. Валиев, Р.З. Объемные наноструктурные металлические материалы / Р. 3 Валиев, И. В. Александров // Москва: ИКЦ «Академкнига», 2007. 398с.

95. Алейникова К.Б. Дифракционные методы анализа нанодисперсных материалов / К.Б. Алейникова, Е.Н. Зинченко, Н.И. Лихач // Заводская лаборатория. Диагностика материалов. - 2005. - Т. 71. - № 4. - С. 27 - 31.

96. Татаринова Л.И.Электронография аморфных веществ.- М.: Наука,

1972

97. Pauling File Binaries Edition. Data Sheet of: SI250054.

98. Pauling File Binaries Edition. Data Sheet of: S525161.

99. Алешина Л. А. Рентгеноструктурное исследование анодных аморфных окислов вольфрама / Л.А. Алешина, Л.А. Луговская // Кристаллография,- 1997. - Т.42. - №2. - С. 343-349.

100. Leineweber A. La5Al3Ni2 - an Intermetallic Phase Observed upon Crystallization of La50Al25Ni25 Metallic Glass // A. Leineweber, H. Nitsche // Z. Allg. Chem. - 2006. - P. 553 - 558.

101. Gladyshevskii R.E. LaNi2Al3, a Ternary Substitution Variant of the Ortororhombic BaZn5 Type / R.E. Gladyshevskii, K. Cenzual, E. Parthe // International Union of Crystallography. - 1992.- P. 389 - 392.

102. Pasturel A. Thermodynamic properties of LaNi4M compounds and their related hydrides / A. Pasturel, C. Chatillon-Colinet // Journal of the Less-Common Metals. - 1982. - № 84. - P. 73 -78.

103. Прядильщиков А.Ю. Молекулярно- динамическое изучение процесса стеклования бинарного сплава Ni60Ag40 / А.Ю. Прядильщиков, А.Т. Косилов, А.В. Евтеев, Е.В. Левченко // ЖЭТФ.-2007. - Т. 132. - №6. - С. 1352 -1358.

104. Евтеев А.В. Атомные механизмы стеклования чистого железа / А. В. Евтеев, А.Т. Косилов, Е.В. Левченко // ЖЭТФ. - 2004. - Т.126. - №3.- С. 19.

105. Евтеев А.В. Влияние икосаэдрического перколяционного перехода в переохлажденном жидком железе на диффузную подвижность атомов / Евтеев, А.Т. Косилов, Е.В. Левченко, О.Б. Логачев // ЖЭТФ. - 2005. - Т. 128.-№3.- С. 1 - 8.

СПИСОК ОПУБЛИКОВАННЫХ РАБОТ

1. Алейникова К.Б. Фрагментарная модель и атомная структура аморфного сплава Al83NiioLa7 / Алейникова К.Б., Змейкин А.А. // Вестник ВГУ.-2009.-№ 1.-С. 5-9.

2. Алейникова К.Б. Анализ атомной структуры металлического стекла состава Al87Nii0Nd3 с помощью фрагментарной модели. / Алейникова К.Б., Змейкин А.А., Зинченко Е.Н., Иевлев В.М. // Журнал ФХС.- 2012. - №1. - С. 83 - 87.

3. Aleynikova К.В. Analysis of the Atomic Structure of Metallic Glass of Composition Al87Nii0Nd3 with the Use of a Fragment Model / Aleynikova К. В., Zmeykin A.A., Zinchenko E.N., and Ievlev V.M. // J. Glass physics and chemistry - 2012. - V. 38. -№1. -C.71 -76.

4. Алейникова К.Б. Фрагментарная модель и атомная структура аморфных металлических сплавов Al83NiioLa7 и Al87Nii0Nd3. / Алейникова К.Б., Змейкин А.А., Зинченко Е.Н., Иевлев В.М. // Труды 13 Российской конференции «Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов» 2011.-Т.2. - С. 42-43.

5. Алейникова К.Б. Анализ атомной структуры аморфного сплава состава А183№юЬа7. / Алейникова К.Б., Зинченко Е.Н., Змейкин А.А., Иевлев

B.М. // Труды VIII Всероссийской конференции «Физикохимия ультрадисперсных (Нано-) систем». - 2008. - С. 169 - 170.

6. Алейникова К.Б. Ближний и средний порядок в сплаве Al83Nii0La7 / Алейникова К.Б., Иевлев В.М., Змейкин А.А // Тезисы докладов V Международной научно-технической школы-конференции МИРЭА. - 2008. -

C. 164- 167.

7. Алейникова К.Б. Применение фрагментарной модели к анализу атомной структуры аморфных сплавов на основе алюминия./ Алейникова К.Б., Змейкин А.А., Зинченко Е.Н., Иевлев В.М // Тезисы докладов V Национальной кристаллохимической конференции . - 2009. - С. 135.

8. Алейникова К.Б. Фрагментарная модель и атомная структура аморфного сплава Al83NiioLa7. / Алейникова К.Б., Зинченко E.H., Змейкин

A.A., Иевлев В.М. // Тезисы докладов третьей Всероссийской конференции по наноматериалам «НАН02009». - 2009. - С. 444 - 446.

9. Алейникова К.Б. Фрагментарная модель и фазовый анализ аморфных Al-Ni-La И Al-Ni-Nd / К.Б. Алейникова К.Б., A.A. Змейкин А.А, Вавилова

B.В., Палий H.A. // Тезисы докладов XVII Международной конференция по химической термодинамике в России RCCT. - 2009. - С. 148.

10. Алейникова К.Б. Фазовый анализ аморфных сплавов Al-Ni-La и Al-Ni-Nd. / Алейникова К.Б., Зинченко E.H., Змейкин A.A., Иевлев В.М. // Тезисы докладов XXVII Научных чтений имени академика Николая Васильевича Белова. - 2009. - С. 106 - 107.

11. Алейникова К.Б. Структура и кристаллизация аморфного сплава Al87NiioNd3. / Алейникова К.Б., Змейкин A.A., Зинченко E.H., Иевлев В.М. Тезисы докладов VI Международной научной конференции «Кинетика и механизм кристаллизации. Самоорганизация при фазообразовании». - 2010. -

C. 40.

12. Алейникова К.Б. Атомная структура аморфных сплавов на основе. / Алейникова К.Б., Змейкин A.A., Зинченко E.H., Иевлев В.М. // Труды Международной научно-технической конференции «Нанотехнологии функциональных материалов».- 2010. - С. 164 - 165.

13. Алейникова К.Б. Атомная структура аморфного сплава A187NilONd3. / Алейникова К.Б., Змейкин A.A., Зинченко E.H., Иевлев В.М. // Тезисы докладов XXII Международной научной конференции « Релаксационные явления в твердых телах». - 2010. - С. 224 - 225.

14. Алейникова К.Б. Применение фрагментарной модели для фазового анализа дифракционно - аморфных материалов. / Алейникова К.Б., Зинченко E.H., Змейкин A.A. Материалы Международного совещания «Кристаллохимия, рентгенография и спектроскопия материалов». - 2011. - С. 217-218.

15. Алейникова К.Б. «Многофазность» аморфных сплавов A183NilOLa7 и Al87NiioNd3. / Алейникова К.Б., Змейкин A.A., Иевлев В.М., Зинченко E.H. // Тезисы докладов XXV Международной Чугаевской конференции по координационной химии.- 2011. - С. 497 - 498.