Влияние температуры на структуру ближнего порядка и кинематическую вязкость свинца и сплавов системы железо-углерод в жидком состоянии тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.14, кандидат физико-математических наук Курбатов, Виктор Николаевич

• Курбатов, Виктор Николаевич
• кандидат физико-математических наук
• 1999

Оглавление диссертации кандидат физико-математических наук Курбатов, Виктор Николаевич

СОДЕРЖАНИЕ

стр.

ВВЕДЕНИЕ

1. СОСТОЯНИЕ ВОПРОСА (ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ)

1.1. Сведения из теории рентгенографии жидкостей

1.2. Атомное строение жидких металлов

1.3. Методы интерпретации дифракционных данных и основные источники ошибок

1.4. Влияние температуры на строение жидких металлов

1.5. Структура ближнего порядка и свойства сплавов системы железо-углерод в жидком состоянии

1.6. Взаимосвязь структуры ближнего порядка и свойств

жидких металлов

1.7. Постановка задач исследования

2. ОБРАЗЦЫ И ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1. Методика приготовления и аттестация образцов

2.2. Автоматизированный высокотемпературный

рентгеновский дифрактометр

2.2.1. Общая схема установки

2.2.2. Конструкция высокотемпературной рентгеновской камеры

2.2.3. Автоматизированная система управления дифрактометром

2.3. Методика получения и математической обработки рентгенограмм

2..3.1.Анализ влияния высокоугловой части структурного фактора на

функцию радиального распределения атомов

2.3.2. Разработка и обоснование дискретной методики получения

рентгенограмм при исследовании жидких металлов

2.4. Кинематической вязкости

2.5. Выводы

3. ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ НА СТРОЕНИЕ И СВОЙСТВА ЖИДКИХ МЕТАЛЛОВ

3.1. Жидкий свинец

3.2. Жидкое железо

3.3. Механизм теплового расширения жидких металлов

3.4. Взаимосвязь структуры ближнего порядка и свойств

жидких металлов

3.5. Выводы

4. РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ ЖИДКИХ СПЛАВОВ

СИСТЕМЫ Ее-С

4.1. Кинематическая вязкость

4.2. Структура ближнего порядка и свойства

4.3. Взаимосвязь структуры ближнего порядка и свойств

4.4. Выводы

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННОЙ ЛИТЕРАТУРЫ

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Влияние температуры на структуру ближнего порядка и кинематическую вязкость свинца и сплавов системы железо-углерод в жидком состоянии»

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность работы. Изучение строения и свойств неупорядоченных систем, в том числе жидких металлов, является важной задачей молекулярной физики. Развиваемые в настоящее время теории жидкого состояния (например, метод коррелятивных функций, теория кинетических явлений, метод Reverse Monte Carlo и др.) используют в своем арсенале информацию о двухчастичных корреляциях. Наиболее надежно эти сведения могут быть получены в результате дифракционных экспериментов. Кроме того, данные дифракционных исследований позволяют получать важные характеристики структуры ближнего порядка жидких металлов, которые с успехом используются в различных модельных теориях.

Несмотря на растущее количество экспериментальных и теоретических исследований, посвященных этим проблемам, многие вопросы, связанные с влиянием температуры на строение и свойства жидких металлов, продолжают оставаться дискуссионными. Например, отсутствуют ясные представления о механизме теплового расширения жидких металлов, о взаимосвязи их свойств с характеристиками ближнего порядка. Во многом продолжает оставаться нераскрытым влияние термовременной обработки в жидком состоянии многокомпонентных сплавов на их структуру ближнего порядка вблизи температуры кристаллизации.

Такая ситуация в значительной степени обусловлена тем обстоятельством, что дифракционные данные для большинства жидких металлов получены в узком интервале температур и ограниченном диапазоне обратного пространства. Кроме того, выполненные подобные исследования, как правило, не сопровождались параллельным изучением свойств, что затрудняет анализ взаимосвязи строения расплавов с их свойствами.

Удобным объектом для рентгенодифракционного исследования явля-

ется свинец, имеющий относительно низкую температуру плавления и малую упругость пара.

Среди двухкомпонентных систем особый интерес представляет система железо-углерод, являющаяся основой сталей и чугунов. Несмотря на значительное число работ, посвященных изучению железоуглеродистых расплавов, экспериментальные данные об их свойствах и характеристиках ближнего порядка являются неоднозначными. В связи с этим систематическое исследование структуры ближнего порядка и кинематической вязкости жидких сплавов системы железо-углерод на одних тех же образцах представляется весьма актуальной задачей.

Работа выполнена в соответствии с едиными тематическими планами НИР Уральского государственного технического университета У ПИ, госбюджетные темы № 310, 315 и 280.

Цель работы. Рентгенодифракционное исследование жидкого свинца и жидких сплавов системы железо-углерод в широких интервалах температур и обратного пространства. Изучение кинематической вязкости железа и железоуглеродистых сплавов в жидком состоянии. Анализ взаимосвязи структуры ближнего порядка изученных жидких сплавов с их физическими свойствами.

Научная новизна.

Впервые рентгенодифракционным методом получены структурные факторы металлических жидкостей в диапазоне обратного пространства от ¡0 до 140 нм"1 ; в интервале температур от плавления до 1423 К - свинца, 2073 К - железа, температур, на 200-250 К превышающих температуру ликвидуса - железоуглеродистых сплавов. Предложена оценочная формула для определения верхнего предела обратного пространства, который обеспечивает определение межатомного расстояния с точностью порядка 1%. Проанализирована возможность описания кинематической вязкости и плотности изу-

ченных расплавов на основе сведений об их структуре ближнего порядка в рамках теории Энскога. Предложен механизм теплового расширения жидких металлов, на основе полученных рентгенографических данных выполнены оценки объемной доли кластеров и межкластерного пространства для различных температур.

Практическая ценность. Методические разработки способствуют повышению точности и информативности рентегнографических данных. Экспериментальные сведения о строении и свойствах металлических расплавов могут быть использованы в качестве справочного материала. Предложенный механизм теплового расширения жидких металлов и сведения о строении сплавов системы железо-углерод в жидком состоянии способствуют углублению представлений о природе жидкометаллического состояния. Установленные закономерности о влиянии температуры на строение железоуглеродистых расплавов могут быть использованы для оптимизации технологии выплавки чугунов. Автор защищает:

1. Методические разработки, способствующие повышению точности определения и информативности рентгенографических данных,

2. Результаты рентгенодифракционного исследования жидкого свинца и сплавов системы железо-углерод в жидком состоянии;

3. Предложенный механизм теплового расширения жидких металлов;

4. Экспериментальные данные о кинематической вязкости железа и сплавов системы железо-углерод в жидком состоянии;

5. Представления о строении железоуглеродистых расплавов.

1. СОСТОЯНИЕ ВОПРОСА (ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ) 1.1. Сведения из теории рентгенографии жидкостей

В рентгенографическом эксперименте непосредственно изучается интенсивность рассеянного расплавом излучения I как функция угла рассеяния 20. Структурный фактор a(S), который определяется атомным строением исследуемой жидкости, связан с I соотношением [1-4]:

a(S ) = (...)

где S - модуль вектора рассеяния, S = ;S = 4л • sin 0 / X,

X - длина волны рассеивающихся квантов; N - число рассеивающих центров;

F2(S)- атомная амплитуда рассеяния, получаемая Фурье-преобразованием электронной плотности атома. Соотношение Дебая

i о 2R 00

D(R) = 4tiR p(R) = 4tiR р0 + — J[a(S) - l]SsinSRdR (1.2)

я 0

позволяет по экспериментально найденному структурному фактору рассчитать бинарную корреляционную функцию g(R). Если ввести функцию радиального распределения плотности p(R)=pog(R) (ро - средняя атомная плотность жидкости), то уравнение (1.2) можно представить в виде

g(R) = 1 + 27c2Vrn J[a(S> - l]SsmSRdS (1.3)

D(R) - функция радиального распределения атомов (ФРРА) - определяет количество атомов в шаровом слое единичной толщины на расстоянии R от центрального. Положение первого максимума D(R) дает наиболее вероятное расстояние между атомами жидкости (далее для краткости меж-

атомное расстояние), а площадь под этим максимумом интерпретируется по аналогии с кристаллическим состоянием как координационное число. Поскольку первый максимум ФРРА жидкости обычно не разрешен со стороны больших расстояний, в определении координационного числа присутствует неопределенность. Существует несколько методов его определения [1- 4]. Наиболее часто используется метод, при котором правый склон максимума достраивается симметрично его левому склону.

В бинарных жидкостях ФРРА комбинируется из парциальных функций 1(К), §22(1^)3 описывающих вероятность попарного распределения частиц разного сорта. Соответственно, структурный фактор имеет вид

[5]:

С1Р12(8)а11(8) С2Р22(8)а22(8) гС.С^а,^) а(Ь)" (Р)2 ~ (Г)2 ~" ~~~"й2"- '

где ау(Б) - парциальный структурный фактор, описывающий интерференцию излучения между атомами ьго и ]-го сорта, С! - атомная доля ьго компонента.

Обычно для бинарного расплава рассчитывают средневзвешенную функцию распределения. Наиболее употребителен метод Вайнштейна [6], основанный на введении относительной рассеивающей способности атомов

с

°птах

К2=ф-------, (1.5)

'-'шах £

где Рл(8) - атомная амплитуда рассеяния самого легкого атома, 8тш и 8,шх -соответственно нижний и верхний пределы обратного пространства, в котором получают кривую интенсивности.

Использование величин К! позволяет учесть различный вклад в средневзвешенную функцию распределения атомов разного сорта. При этом функция радиального распределения атомов записывается в виде.

1 5 БШ 81^(1.6)

1.2. Атомное строение жидких металлов

Результаты дифракционных исследований атомного строения жидких металлов обобщены в многочисленных монографиях, статьях и диссертациях [1-4, 7-23]. Поскольку жидкости занимают промежуточное состояние между твердым и газообразным состоянием вещества, теории, используемые для описания их строения, принято делить на квазигазовые и квазикристаллические [7].

В квазигазовых моделях взаимодействие между атомами жидкости сведено к упругим столкновениям, а межчастичное притяжение факгически игнорируется.

В настоящее время наибольшее развитие получила модель твердых сфер (см., например, в [8]). Последняя рассматривает жидкость как систему, состоящую из одинаковых взаимонепроницаемых сфер (шаров) диаметра сг, между которыми отсутствует притяжение. Необходимую связность в этой системе задают коэффициентом упаковки ц, который определяется плотностью системы р. Физическим обоснованием этой модели является тот факт,

\2

М=1 / ¡=1 Я х

КЯ)

оо

¡=1

где р - количество сортов атомов,

V - средний объем, приходящийся на один атом. Выражение (1.6) и использовалось в настоящей работе.

что при обычных плотностях реальных жидкостей решающую роль при формировании структуры играют силы отталкивания. По мнению [2], если кинетическая энергия относительного движения атомов при столкновении превышает глубину потенциальной ямы (например, при высоких температурах кТ~Е), то динамика столкновения атомов оказывается близкой к динамике столкновения твердых сфер.

Рассматриваемая модель математически хорошо разработана. В частности, она позволяет в явном виде рассчитать структурный фактор и проводить достаточно приемлемые оценки термодинамических и кинетических свойств простых жидких металлов [8].

Следующим представителем рассматриваемого класса является модель Бернала [10], которую иногда называют моделью "плотной случайной упаковки". Вывод о принципиальной противоположности ближнего порядка твердого и жидкого состояний в этой модели обосновывается опытами по сжатию первоначально рыхлого случайного набора шаров до плотностей реальных жидкостей. При этом обнаружено образование вокруг центрального атома кольца из пяти ближайших соседей. Последнее трактуется как доказательство наличия в жидкости симметрии пятого порядка, невозможной в кристаллических решетках. Следует отметить, что наличие в жидких металлах элементов структуры с икосаэдрическим ближним порядком подтверждено в некоторых рентгеноструктурных исследованиях [4].

Основным недостатком квазигазовых моделей является замена реального межчастичного взаимодействия одним интегральным параметром - коэффициентом упаковки. В рассматриваемых моделях не учитывается многообразие сил притяжения, формирующих свойства реальных жидких металлов. Последнее обусловливает невозможность объяснения ряда экспериментальных фактов [7,11]:

1. наличие на кривых рассеяния рентгеновских лучей тонких деталей - наплывов, горбов, расщеплений;

2. аномальное изменение свойств некоторых жидких металлов с изменением температуры и химического состава;

3. наличие органической связи между свойствами металлов в жидком и твердом состояниях, обнаруженной на большом количестве промышленных сталей и сплавов.

В квазикристаллических моделях в той или иной степени предполагается наличие сходства в строении жидкости и соответствующего кристалла. Наличие такого сходства обосновывается, в частности, сравнением экспериментальных кривых интенсивности и соответствующих им ФРРА с набором теоретических кривых, рассчитанных для различных квазикристаллических моделей атомной упорядоченности. Использование этого метода подтвердило наличие в жидких металлах элементов структуры с твердотельным ближним порядком. Так, Ватолиным И.А., Пастуховым Э.А. [3], Дутчаком Я.И. [2] показано, что в плотноупакованных металлах при переходе через точку плавления ближний порядок формируется на основе структуры, имеющей место в твердом состоянии.

В работах Романовой A.B. [12] сделан важный вывод о том, что структура ближнего порядка металлов не может быть описана во всех деталях размытым вариантом исходной кристаллической решетки. Оказалось, что для описания экспериментальных кривых интенсивности I(S) и ФРРА необходимо предположить сосуществование нескольких типов упаковки атомов, соотношение между которыми зависит от природы металла и изменяется с температурой. При этом одна из упаковок атомов имеет ближний порядок, соответствующий исходному кристаллу.

Согласно модели Новохатского И.А. [24] в широком интервале температур выше точки плавления расплав состоит из микрообластей двух видов:

кластеров, характер атомного упорядочения в которых соответствует кристаллическому, и разупорядоченной зоны. Строение разупорядоченной зоны не зависит от температуры расплава и соответствует хаотическому размещению атомов жидкости вблизи ее температуры кипения. Особенности концентрационных и температурных зависимостей свойств жидких металлов в рамках этой модели объясняются перераспределением атомов между кластерами и разупорядоченной зоной, а также кластерным полиморфизмом.

Квазикристаллический подход к описанию строения жидких металлов вблизи температуры плавления широко применяется Уббелоде А. [16]. Он выделяет в металлической жидкости области, имеющие структуру исходного кристалла (кристаллические кластеры), отличную от нее, но также с упорядоченной структурой (антикристаллические кластеры) и разупорядочен-ную зону. Кластеры рассматриваются как динамические образования флук-туационного происхождения, время жизни которых на несколько порядков превышает среднее время оседлой жизни атомов. Подобные представления развиваются и в работах Ершова Е.С. [14].

Несомненный интерес представляют представления о строении жидких металлов, развиваемые Попелем С.И. с соавторами [4]. Эти представления базируются на методике расшифровки дифракционных данных, основанной на анализе разностной функции распределения атомов, рассчитанной до больших расстояний. При этом, как правило, выявляются два кратчайших расстояния, которые в случае рыхлых в твердом состоянии металлов рассматриваются как следствие сосуществования в расплаве "двух взаимопроникающих мотивов чередования межатомных расстояний" ([4], стр.53). В расплавах плотноупакованных в твердом состоянии металлов в качестве основного элемента структуры рассматривается икосаэдр - совокупность атомов, имеющих симметрию пятого порядка. Авторами [4] введено понятие идеальной жидкости по аналогии с идеальным газом или кристаллом. В

качестве идеальной предлагается понимать жидкость, которая в структурном аспекте представляет собой систему микрогруппировок с икосаэдриче-ским ближним порядком, контактирующих друг с другом. Наблюдаемые отклонения для различных металлов от параметров идеальной жидкости рассматриваются как следствие проявления направленности межатомных связей.

Подводя итоги обсуждения различных моделей строения жидкостей, можно отметить, что наиболее перспективными для описания структуры и свойств жидких металлов вблизи температуры плавления, по нашему мнению, являются те из них, которые основываются на учете реального межчастичного взаимодействия. В этом смысле квазикристаллические модели выгодно отличаются от квазигазовых. Между тем, квазикристаллический подход нельзя упрощенно понимать как тождество ближнего порядка расплава и кристалла. Последние рентгенографические данные [12, 18], результаты молекулярно-динамических исследований [17] свидетельствуют о том, что в жидких металлах присутствуют атомные образования с различным типом ближнего порядка. При этом вблизи температуры плавления наряду с группировками с икосаэдрическим типом ближнего порядка, присутствуют атомные образования, ближний порядок которых соответствует исходному кристаллическому [17].

1.3. Методы интерпретации дифракционных данных и основные источники ошибок

Рассмотрим кратко некоторые методы интерпретации дифракционных данных жидкометаллических систем.

Один из них основан на сопоставлении площади под первым максимумом ФРРА с теоретическими значениями, рассчитанными в рамках той

или иной модели. В общем случае выражение для площади Q под первым максимумом ФРРА для бинарных сплавов записывается в виде [1- 4, 9]:

Q=ClKl2Zn+C2K22Z22+CyKlK2Zl2+C2KlK2Z2h (1.7)

где Zij - число атомов j-ro сорта вокруг атома i-ro сорта;

Q - атомная концентрация атомов i-ro сорта;

Ki - определяется выражением (1.5).

Задавая для различных моделей атомной упорядоченности величины Z^, рассчитывают площадь Q и сравнивают ее с экспериментальной.

Опишем некоторые конкретные варианты распределения атомов.

1. Модель простой квазиэвтектики. В этой модели атомы одного сорта окружены атомами своего же сорта. Выражение (1.7) приобретает вид:

Q= C)Ki2Zn + C2K22Z22. (1.8)

Соответствующие числа Zy чаще всего определяются по данным для чистых компонентов.

2. Модель статистического распределения атомов на основе структуры с координационным числом Z:

(HCii^+CzK^Z. (1.9)

3. Модель соседства атомов разного сорта (САРС). В этой модели атомы одного сорта окружены атомами другого сорта:

QC1K1K2Z12+C2K1K2Z21. (1.10)

4. Модель сложной квазиэвтектики, элементами которой являются области чистого металла и группировок САРС.

Q=(C 1 -С 1 ')К 12Z п+CiK 1K2Z21+СI 'К | K2Z, 2, (1.11)

где Ci* - концентрация атомов первого сорта, которые окружены атомами второго сорта.

5. Модель сложной квазиэвтектики, элементами которой являются области чистого металла и группировки с упорядочением по типу интерметаллического соединения:

Q=C,K12Z„4+CiK1K2Z124+C2,KIK2Z214+ C2K22Z224 + (C2- C2') K22Z22) (1.12) где Zij4 - координационные числа в интерметаллическом соединении.

Более сложные варианты распределения атомов описаны в работах [ 1 -

2,9].

Представляет интерес попытка Романовой A.B. с сотрудниками [25] интерпретации дифракционных данных с учетом сортового ближнего порядка. Введя порядок сортового ближнего порядка а и используя парциальные структурные факторы aij(S) модели твердых сфер, авторы [25] предложили выражение для интенсивности рассеяния рентгеновского излучения. Сопоставлением рассчитанной кривой I(S) с экспериментальной в области первого максимума определяются параметры модельного описания конкретной системы.

Для расшифровки строения жидких металлов применяется также сравнение теоретической кривой a(S), рассчитанной по заданному пространственному распределению атомов, с экспериментальным структурным фактором. Обычно расчеты a(S) ведутся по выражению [1,2]:

a(S)= 1 + —1 exp(-UbS2), (¡.13)

rl

где Zi, Rj - координационное число и расстояние;

Ui - фактор размытия.

Общим недостатком рассмотренных методов интерпретации рентгенографических данных является их неоднозначность. Последнее связано, по нашему мнению, не с недостатком дифракционных методов, а со сложной природой самого объекта - жидкости. Как известно, для жидкости отсутствует хорошее нулевое приближение в связи с тем, что значения кинетической и потенциальной энергий атомов оказываются сравнимы по величине.

Рассмотрим некоторые источники погрешностей. При рентгенострук-турном анализе жидкости погрешности возникают на двух этапах. На пер-

вой ошибки связаны с получением кривой рассеяния 1(8). К ним относится недостаточная монохроматизация излучения, неполное отделение флуоресцентного излучения, ошибки детектирования и счета, нестабильность работы аппаратуры, несовершенство юстировки образца. Погрешности, связанные с монохроматизацией излучения, выявляются путем получения рентгенограмм от эталонных объектов и сравнением полученных положений рефлексов с табличными. Влияние флуоресцентного излучения во многих случаях удается исключить применением сцинтилляционного детектора в сочетании со специальным фильтром и амплитудным анализатором. Остальные ошибки первого этапа переводятся в разряд случайных путем многократной регистрации кривых рассеяния от одного и того же объекта.

При получении рентгенограмм от жидких металлов могут возникать дополнительные погрешности, обусловленные изменением химического состава образца вследствие его взаимодействия с материалом тигля и атмосферой камеры. Поэтому основными направлениями повышения достоверности экспериментальных данных при рентгенографических исследованиях жидких металлов являются, по мнению автора, увеличение интенсивности рентгеновского излучения и автоматизация эксперимента. Последнее может быть осуществлено применением компьютерной техники.

На втором этапе источники погрешностей связаны с математической обработкой исходных данных. К ним относятся ошибки в амплитудах когерентного и комптоновского рассеяния, нормировки, а также погрешности, обусловленные обрывом структурного фактора в выражении (1.2) при Фурье-преобразовании.

Влияние погрешностей нормировки и атомной амплитуды проявляется на ФРРА, в основном, на расстояниях меньших 0.02нм [1-3], не вызывая значительных изменений на функции Э(Я) при больших значениях аргумента.

Принципиально важным для экспериментальной дифрактометрии жидкостей является вопрос о верхнем пределе обратного пространства (значение 8тах), до которого необходимо получать значения интенсивности рассеянного рентгеновского излучения. В соответствии с формулой (1.6) для точного определения ФРРА необходимо иметь структурный фактор в диапазоне обратного пространства от 0 до со. Фактически значения интенсивности получаются в конечном интервале обратного пространства от 8тш до $тах- Конечность значения 8тт обусловлена маскирующим влиянием первичного пучка при малых углах рассеяния. Обрыв структурного фактора со стороны малых Б практически не влияет на ФРРА в области его перового максимума [1, 2]. Кроме того, влияние этого обрыва можно практически исключить, экстраполируя экспериментально полученные значения структурного фактора к его термодинамическому пределу [1]:

а(0)=РокТРт, (1.14)

где к - постоянная Больцмана;

Т - температура,

(Зт - изотермическая сжимаемость.

Обрыв со стороны больших значений 8 приводит к появлению ложных максимумов, положения которых зависят от значения 8тах. На этом основывается возможность их выделения. Кроме того, этот обрыв оказывает существенное влияние на ФРРА: с уменьшением 8тах значения и 2 заметно возрастают [4]. В связи с этим возникает вопрос о разумном предельном значении 8тах, которое позволило бы получать ФРРА с приемлемой точностью. В работе [26] показано, что при 8=125 нм-1 ложные пики практически не наблюдаются. Между тем, Гельчинский Б.Р. с соавторами [20] считает, что для точного определения ФРРА необходимо знать структурный фактор вплоть до 200нм"'. В связи с этим представляется целесообразным проведе-

ние дальнейших исследований влияния высокоугловой части структурного фактора на ФРРА.

1.4. Влияние температуры на строение жидких металлов

К настоящему времени дифракционные исследования влияния температуры на строение в жидком состоянии выполнены для большого числа металлов (см., например, обзоры в [1-4, 17-21]). Тем не менее, многие вопросы, связанные с изменением характеристик ближнего порядка жидких металлов с увеличением температуры, продолжают оставаться нераскрытыми. Так, для плотноупакованных в твердом состоянии металлов достаточно надежно установлен факт уменьшения высоты первого максимума структурного фактора и координационного числа с увеличением температуры жидкости. Что касается других характеристик, то здесь данные весьма противоречивы. В качестве примера приведем результаты исследования жидкого свинца. При его нейтронографическом исследовании [28] обнаружено увеличение межатомного расстояния с 0.33 до 0.38-0.39 нм при повышении температуры от 643 до 1673 К. Рентгенографические же данные [29] свидетельствуют об уменьшении Я]. Противоречивые данные получены для жидкого висмута [30] и железа [31-32].

Отсутствуют четкие представления о характере изменений положений максимумов структурного фактора с повышением температуры металлической жидкости. Если для первого максимума в большинстве работ зафиксирована неизменность его положения или некоторое смещение в область меньших углов рассеяния [1, 2], то для дальних максимумов ситуация неоднозначная. Имеются данные, в частности, свидетельствующие об их смещении в область больших углов рассеяния [29, 33].

Противоречивость экспериментальных данных о температурных зависимостях характеристик ближнего порядка жидких металлов связана со следующими обстоятельствами. Прежде всего, большинство характеристик ближнего порядка слабо зависят от температуры. Далее, рентгенодифракци-онные данные в основном получены в ограниченном диапазоне обратного пространства. Так, большая часть исследований выполнена с использованием излучения кдСи, что соответствует верхнему пределу обратного пространства 8тах =80 нм"1. Между тем, как следует из уравнения (1.2), именно дальние максимумы структурного фактора вносят существенный вклад в ФРРА при малых значениях межатомного расстояния.

Таким образом, для надежного определения температурных зависимостей характеристик ближнего порядка необходимо проводить измерения в возможно большем диапазоне температур и обратного пространства. Показательными в этом плане являются выполненные в последние годы исследования жидкого алюминия [34] и олова [35]. Рентгенодифракционное исследование алюминия проведено в диапазоне температур 1073-1873 К и области обратного пространства 10-125 нм"1. Исследованный температурный диапазон условно разделен натри области (Т1Ш-1233, 1233-1723, 1723-1873 К), внутри которых параметры ближнего порядка изменяются монотонно, а на границах - достаточно резко. Вблизи температур 1233 и 1723 К значительно изменяются Ъ^ 8г, а(8г), а на зависимостях а^) и Ъхл при этих температурах наблюдаются перегибы. Отмечено уменьшение межатомного расстояния в интервале от температуры плавления до 1723 К. Скачкообразные изменения структурных параметров вблизи 1233 и 1723 К интерпретируются авторами [34] как структурные превращения.

При рентгенодифракционном исследовании жидкого олова [35], проведенном в области обратного пространства 10-120 нм"1, величина температурного перегрева над точкой плавления составила 1738 К (исследуемый

диапазон температур - 573-1973 К), что практически недостижимо для большинства металлов в жидком состоянии. Обнаружено уменьшение Я) с 0.317 до 0.308 нм в изученном интервале температур. Кроме того, на первом максимуме ФРРА со стороны больших расстояний зафиксировано наличие побочного пика, который с увеличением температуры трансформируется в отдельный максимум.

Установленная в работах [34, 35] тенденция к уменьшению межатомного расстояния с увеличением температуры расплава свидетельствует о принципиальном различии механизмов теплового расширения в твердых и жидких металлах. Авторами [34, 35] констатировано преобладание дырочного механизма теплового расширения в жидких металлах. К сожалению, экспериментальные данные, аналогичные полученным в [34, 35], крайне ограничены. В связи с этим одной из задач настоящей работы являлось исследование строения жидкого свинца в возможно большем диапазоне температур и обратного пространства. Свинец является удобным объектом для рентгенодифракционного исследования, поскольку имеет относительно низкую температуру плавления и малую упругость пара.

1.5. Структура ближнего порядка и свойства сплавов системы железо-углерод в жидком состоянии

Изучению физических свойств жидких железоуглеродистых сплавов (кинематической вязкости, плотности, поверхностного натяжения, магнитной восприимчивости, удельного электросопротивления и др.) посвящено большое количество работ (см., например, обзоры в [7, 11, 14, 19, 22]). Тем не менее, результаты исследования свойств неоднозначны, а нередко и противоречивы. Во многих работах установлен нелинейный, а иногда и немонотонный характер концентрационных зависимостей свойств. Температурные

зависимости свойств часто также характеризуются особенностями (перегибами, гистерезисами). Подобные отклонения от монотонных зависимостей на изотермах и политермах свойств многие исследователи связывают с качественным изменением структуры расплавов. В связи с этим предложен ряд структурных диаграмм системы Fe-C в жидком состоянии (их обзор и анализ представлен, например, в работе [22]).

Предложенные диаграммы существенно отличаются. Например, в диаграммах Самарина A.M., Филиппова Е.С., Григоровича В.К. и Еланского Г.Н. установлено наличие структурных превращений в железоуглеродистых расплавах с повышением температуры при концентрации углерода больше 1 масс%, что не согласуется с диаграммой Гельда П.В., построенной на основании исследования магнитной восприимчивости. Существенные количественные расхождения наблюдаются и в области небольших концентраций углерода: на диаграммах Гельда П.В., Филиппова Е.С., Еланского Г.Н. и Григоровича В.К. обнаружено структурное превращение вблизи концентрации углерода 0.2 масс %, по данным же Самарина A.M. концентрация соответствующего превращения сильно зависит от температуры и вблизи 1873 К составляет примерно 1 масс %. Имеются разногласия и относительно природы структурных превращений в жидких сплавах системы Fe-C.

Существенный прогресс в понимании строения жидких железоуглеродистых сплавах может быть достигнут на основе использования рентгено-дифракционных методов исследования, позволяющих получать прямую информацию о структуре ближнего порядка жидких металлов. К сожалению, подобные исследования сравнительно немногочисленны [3, 18, 36-39]. Их анализ позволяет сделать следующие выводы.

1. Концентрационные зависимости параметров ближнего порядка жидких железоуглеродистых сплавов, как правило, имеют немонотонный характер. Положения точек перегиба, экстремумов на соответствующих зави-

симостях у разных авторов существенно отличаются.

2. Можно выделить общие тенденции изменения структурных параметров: увеличение содержания углерода в жидких железоуглеродистых сплавах приводит к смещению главного максимума структурного фактора в область меньших углов рассеяния, увеличению наиболее вероятного межатомного расстояния и координационного числа. В то же время характер этих изменений на различных концентрационных интервалах по данным различных авторов существенно различается.

3. В большинстве работ жидкие железоуглеродистые сплавы изучены с большим концентрационным интервалом и только вблизи линии ликвидуса. Исследования температурных зависимостей параметров ближнего порядка крайне ограничены. Практически не проводились систематические исследования в режиме нагрева и последующего охлаждения образцов, что не позволяет установить причины гистерезиса свойств.

4. В некоторых работах установлена зависимость параметров ближнего порядка и свойств жидких железоуглеродистых сплавов от времени выдержки расплава, а также от технологии выплавки сплавов. Это свидетельствует о необходимости тщательного контроля за приготовлением образцов для исследования и временем их пребывания в жидком состоянии в процессе измерений.

5. Рентгенодифракционные исследования, как правило, не сопровождались параллельным изучением свойств, что затрудняет анализ взаимосвязи структуры ближнего порядка жидких железоуглеродистых сплавов с их свойствами.

6. Рентгенодифракционные данные получены, как правило, с использованием молибденового излучения и ограничены верхним пределом обратного пространства 125 нм"1. Между тем, последние исследования свидетельствуют о том, что для получения надежных сведений о структуре ближнего

порядка металлических жидкостей необходимы данные в большей области обратного пространства.

В связи с вышеизложенным, представляется целесообразным продолжение рентгенодифракционных исследований жидких сплавов системы Ре-С. При выполнении этих исследований необходимо обеспечить: единообразие выплавки сплавов и тщательный химический анализ образцов; проведение рентгенодифракционных исследований и измерений свойств на одних и тех же образцах; изучение температурных зависимостей параметров ближнего порядка и свойств как в режиме нагрева так и последующего охлаждения образца. Кроме того, рентгенограммы необходимо получать в широком диапазоне обратного пространства и обеспечить экспрессность их регистрирования с тщательным контролем за временем пребывания образца в жидком состоянии. Последнее может быть обеспечено на современном автоматизированном дифрактометре с компьютерным управлением.

1.6. Взаимосвязь структуры ближнего порядка и свойств жидких металлов

Проблема количественного описания свойств жидких металлических сплавов на основе сведений о характере их межчастичного взаимодействия и структуры ближнего порядка является центральной в теории неупорядоченных систем. Рассмотрим возможности расчета свойств жидких сплавов в рамках статистистической теории простых жидкостей. К простым относят жидкости, частицы которых взаимодействуют сферически симметричными центральными силами. Предполагается, что потенциальная энергия системы может быть представлена как сумма парных взаимодействий частиц. Последнее означает, что взаимодействие пары атомов не зависит от их окружения. Это приближение является удовлетворительным для жидких и кристал-

лических инертных газов, в которых молекулы связаны вандерваальсовыми (дисперсионными) силами. Применение этой модели к металлам, по мнению Кристиана Д. [40] можно считать оправданным лишь при изучении атомных перераспределений при постоянном объеме.

В рамках метода коррелятивных функций получены интегрально -дифференциальные уравнения, связывающие функции, описывающие структуру жидкости ^(Я) или а(Б)), с эффективным парным межчастичным потенциалом Ф(К-). Наибольшую известность получили уравнения Боголю-

ЧУ

бова-Борна-Грина (ББГ) и Перкуса-Иевика. Эти уравнения позволяют, в принципе, по экспериментальному структурному фактору рассчитывать парный потенциал. В свою очередь последний позволяет, опять-таки в принципе, рассчитывать многие термодинамические и физические свойства жидкости. Например, поверхностное натяжение и динамическая вязкость могут быть рассчитаны по формулам

где ро - плотность жидкости.

Таким образом, на основе только структурных данных теория простых жидкостей формально позволяет рассчитывать потенциал межчастичного взаимодействия и свойства жидких металлов.

Возможность определения эффективного парного потенциала из дифракционных данных изучалась во многих работах (см., например, [13, 20, 23]). При этом оказалось, что уравнение Перкуса-Йевика в случае плотной жидкости является неустойчивым к решению обратной задачи - восстановлению реального потенциала по экспериментальным структурным факто-

(1.15)

(1.16)

рам. Аналогичный вывод был сделан и относительно уравнения Боголюбо-ва-Борна-Грина [26].

В работе [23] исследована возможность расчета вязкости и поверхностного натяжения жидких металлов с использованием потенциалов, полученных в [41] на основе решения уравнения ББГ по дифракционным данным. Установлено, что использование полученных в работе [41] потенциалов не позволяет удовлетворительно рассчитать свойства, так как результаты расчета оказываются сильно зависящими от пределов интегрирования в соответствующих уравнениях.

В принципе, парный потенциал может быть вычислен теоретически, например, методом псевдопотенциала [20]. Рассчитанный таким образом потенциал в сочетании с экспериментальной парной корреляционной функцией можно было бы использовать для оценки свойств металлических жидкостей. Такой подход с успехом был применен для щелочных металлов [42]. Однако, проведение подобных расчетов для переходных металлов связано со значительными трудностями и представляет собой самостоятельную теоретическую задачу.

Таким образом, анализ взаимосвязи строения и свойств жидких переходных металлов на основе статистической теории в настоящее время представляется малоэффективным. Поэтому исследователи в последние годы обращаются к более простым моделям. Например, в работе [43] по рентге-нодифракционным данным (площади под первым максимумом структурного фактора) в рамках теории Даймонда выполнена оценка кинематической вязкости жидких сплавов системы А1-№. Полученные при этом значения хорошо согласуются с экспериментальными. Харьковым Е.И с соавторами [8] предложена простая формула для определения вязкости жидких металлов в рамках теории Энскога [44]. Параметры соответствующего выражения (коэффициент упаковки и диаметр твердой сферы) определяются по высоте

и положению первого максимума экспериментального структурного фактора. Применение этого выражения позволило удовлетворительно описать вязкость широкого круга металлов вблизи температуры плавления [8]. В работе [45] это уравнение успешно применено для расчета вязкости разбавленных жидкометаллических растворов.

В связи с вышеизложенным, в настоящей работе для анализа взаимосвязи строения и свойств жидких металлов выбрана кинематическая вязкость - свойство, которое, с одной стороны, в значительной степени определяется именно атомным упорядочением, а с другой - имеется оценочный аппарат [8], позволяющий рассчитывать это свойство по характеристикам ближнего порядка жидкости. Кроме того, для экспериментального измерения кинематической вязкости существует хорошо апробированный метод крутильных колебаний тигля с расплавом (метод Швидковского).

1.7. Постановка задачи исследования

Анализ литературных данных свидетельствует о том, что вопрос о влиянии температуры на строение и свойства жидких металлов продолжает оставаться актуальным. Неоднозначность экспериментальных данных о температурных зависимостях характеристик ближнего порядка жидких металлов связана с тем обстоятельством, что большая часть металлов изучена в относительно небольшом температурном интервале и в ограниченной области обратного пространства. Структура ближнего порядка и свойства обычно изучаются в разных научных коллективах на разных образцах, что затрудняет совместный анализ полученных результатов.

В связи с этим целью настоящего исследования являлось изучение закономерностей влияния температуры на структуру ближнего порядка и ки-

нематическую вязкость свинца и сплавов системы железо-углерод в жидком

состоянии. Для реализации этой цели были поставлены следующие задачи.

1. Модернизация рентгеновского дифрактометра с целью расширения температурного диапазона исследований и обеспечения автоматизации получения и обработки рентгенограмм.

2. Анализ влияния высокоугловой области структурного фактора на точность ФРРА и разработка рекомендаций по методике рентгенодифракци-онного исследования расплавов.

3. Рентгенодифракционное исследование жидких свинца и железа в широком диапазоне температур с целью выявления общих закономерностей влияния температуры на структуру ближнего порядка жидких металлов.

4. Рентгенодифракционное исследование жидких железоуглеродистых сплавов с целью выявления состава, времени выдержки и температуры на их структуру ближнего порядка.

5. Исследование кинематической вязкости железа и сплавов системы Ре-С в жидком состоянии с целью установления взаимосвязи между их структурой ближнего порядка и вязкостью.

2. ОБРАЗЦЫ И ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ 2.1. Методика приготовления и аттестация образцов

Образцы сплавов системы Бе-С выплавлялись в вакуумной индукционной печи марки ИСВ-ПИ004 в набивном магнезитовом тигле в атмосфере аргона. В качестве шихты использовали железо тульское рафинированное (содержание примесей - Сг-0.008%; №-0.003%; Ть0.003%; С-0.003%; 8ь0.003%; Мп-0.006%; 8-0.0019%) и спектрально чистый прокаленный графит. Для дегазации металла воздух откачивали до давления 0.1 Па и печь заполняли аргоном до давления 1.1 105-1.2 105 Па.

Режим плавки: нагрев печи до перевода железа в жидкое состояние при мощности 18 кВт (2003-2043 К), введение навески графита, выдержка в течение 12-15 минут, разливка после усвоения графита при температуре 2003-2043 К. Температура расплава в струе - 1873-1883 К. Разливку металла проводили непосредственно в камере печи в медный кокиль, масса слитка 1.6 кг.

Измерение температуры проводили пирометром "Проминь", погрешность определения температуры в интервале 1473-2273 К составляла 20 К.

После кристаллизации слитка в течение 5 часов проводили графити-зацию сплавов при температуре 1223 К. Далее образцы охлаждали в печи.

Стружку для анализа на содержание углерода отбирали по трем уровням слитка - верх, середина, низ. Данные усредняли по трем пробам каждой параллели. Результаты химического анализа показали хорошее согласие с расчетными данными по шихтовым материалам.

2.2. Автоматизированный высокотемпературный рентгеновский дифрактометр

Установка для рентгеноструктурного анализа жидких металлов и сплавов была создана на кафедре физики УПИ им. С.М.Кирова в конце 70-х годов под руководством Клименкова Е.А. [46]. В дальнейшем установка неоднократно модернизировалась, изменялись или заменялись отдельные ее части и узлы [47].

Интенсивное развитие вычислительной техники в начале 90-х годов дало возможность для качественной модернизации установки. В связи с этим в 1995 году автором совместно с Базиным Ю.А. был разработан проект полностью автоматического дифрактометра и блока управления, который сочетал бы в себе кроме управляющего модуля гониометра усилитель, амплитудный дискриминатор и интенсиметр. Планировалось, что управление экспериментом будет осуществляться через IBM совместимый компьютер, в программу управления которого будут заложены функции настройки механики гониометра, управления им, настройки рабочих характеристик детектора, прием аналогового сигнала с визуальным отображением его на экране компьютера в двух видах - в виде графиков в процессе эксперимента и в цифровом виде (имп/время) во время настройки рентгеновского пучка. Для удобства настройки первичного рентгеновского пучка предполагалось значение его интенсивности представить в виде цветной полосы на экране дисплея. Длина этой полосы должна быть пропорциональна интенсивности пучка. В управляющую программу планировалось ввести возможность запрограммировать сразу несколько экспериментов с разным угловым шагом и экспозицией, а также некоторые функции математической обработки результатов.

В соответствии с проектом было составлено техническое задание с описанием необходимого оборудования и его характеристик. Изготовление аналогового оборудования, разработка управляющей программы и модернизация нового гониометра было предложено совместному российско-германскому предприятию Зайферт Рентген и К0 (Seifert Röntgen & К0). Так как установка является уникальной и отсутствуют какие-либо промышленные аналоги, работа по изготовлению заказанного оборудования заняла более года, и, в итоге, была успешно выполнена.

Автором была осуществлена проверка и доработка нового оборудования в лаборатории. Модернизированный гониометр и аналоговая техника изменениям не подвергались, поскольку полностью соответствовали требованиям. Существенной доработке подверглась управляющая программа, пока не была доведена до требований, удовлетворяющих специфике рент-генодифракционного анализа жидких металлов. В настоящее время используется вариант программы X-ray pro 4.20, функционирующий в среде WINDOWS'95 и обладающий всеми необходимыми функциями для выполнения исследований.

Ниже описана рентгеновская установка в наиболее совершенном варианте, в котором она использовалась для проведения исследований жидких железа и сплавов системы Fe-C.

2.2.1. Общая схема установки

Рентгеновская установка для изучения металлических жидкостей представляет из себя высокотемпературный 0-0 дифрактометр. Регистрация рассеянного рентгеновского излучения от поверхности жидкого образца происходит при встречном движении трубки (рис.2.1) и сцинтилляцион-ного детектора (фокусировка по Бреггу-Брентано [1]). Для создания

Т06**'-

.ал-

ко

гу ^о^"1 СГБ

ОБЫ^

З.О* б.Вь^

1.

фтор0

кого

от

подобной конфигурации используется модернизированный гониометр ГУР-8. В соответствии с техническим заданием кинематическая схема гониометра изменена таким образом, чтобы обеспечить встречное движение ковшей с одинаковыми скоростями. Стандартный двигатель гониометра заменен на шаговый ДШИ-200, соответственно изменена электрическая схема. Гониометр жестко закреплен на вертикальной стальной плите и имеет горизонтальную ось вращения.

Конструкция дифрактометра определяет оригинальную специфику юстировки рентгеновского пучка, в связи с этим далее кратко описывается порядок его юстировки. При работе используется характеристическое излучение КаМо с длиной волны 0.07107 нм (рентгеновская трубка БСВ-29). Пучок монохроматизируется кристаллом пиролитического графита, затем с помощью системы щелей выделятся линия КаМо. Далее, рентгеновский пучок настраивается на центр вращения гониометра. Для этого с помощью системы сообщающихся сосудов на расстоянии около 2-х метров на вертикальной опоре устанавливается флуоресцирующий экран с визирными линиями таким образом, чтобы визирная линия экрана находилась в одной горизонтальной плоскости с центром вращения гониометра. В центре вращения гониометра предусмотрено отверстие с резьбой, в которое устанавливается металлический стержень с тонкой иглой на конце. Игла с помощью оптического устройства выверяется таким образом, чтобы она по всей длине совпадала с центром вращения гониометра. Настройка пучка считается корректной, когда в положении трубки "0 градусов" игла делит пучок пополам, а ее тень совпадает с визирной линией экрана. Далее производится настройка детектора на рентгеновский пучок по стандартной схеме.

Проверка корректности юстировки производится при получении рентгенограмм от порошка кварца и никеля и сравнении положений рефлексов со справочными данными. Для определения разрешающей способ-

ности используется смесь порошков меди и железа. Относительное их количество подбирается таким образом, чтобы интенсивность близко расположенных линий Ре(110), 0=Юо1О' и Си(111), 0=9°5О' (Д8=1.3 нм"1) были одинаковыми. Эти линии разрешались не менее, чем на 60%.

Рабочий угловой диапазон дифрактометра по 0 (половина угла рассеяния) составляет 3-55 градусов.

Питание рентгеновской трубки осуществляется от прибора ВИП-50-60М. Рабочий режим трубки и=30кВ, 1=30мА. Для настройки рентгеновского пучка используется режим и=15кВ, 1=15мА.

Регистрация излучения, рассеянного образцом, происходит по схеме одноканального анализатора импульсов. Рентгеновские кванты проходят через систему щелей и алюминиевый фильтр, поглощающий большую часть флуоресцентного излучения, и попадают на кристалл сцинтиллятора (Ыа1(Т1)), вызывая световые вспышки. С помощью ФЭУ световые вспышки преобразуются в электрические импульсы, амплитуда которых пропорциональна энергии рентгеновского излучения, а частота - интенсивности. При помощи блока управления дифрактометра, сочетающего в себе функции усилителя, амплитудного дискриминатора и интенсиметра, происходит селекция импульсов по амплитуде. Интенсивность рассеянного излучения отражается на экране компьютера в процессе эксперимента в виде графиков- рентгенограмм, или в численном виде при юстировке.

Нагрев образца осуществляется в высокотемпературной вакуумми-руемой камере с помощью печи сопротивления и осуществляется с помощью высокоточного регулятора температуры ВРТ-3. Контроль за температурой производится с помощью вольфрам-рениевой термопары и прибора Щ-4313. Погрешность определения температуры составляла 5 К.

2.2.2. Конструкция высокотемпературной рентгеновской камеры

Высокотемпературная камера (рис.2.2) изготовлена из нержавеющей стали и состоит из двух частей - нижней (1), имеющей цилиндрическую форму, и верхней - куполообразной (2), которые являются полыми, имеют водяное охлаждение и располагается на стальной площадке (3). Эта площадка автором настоящей работы оборудована дополнительным охлаждением, позволившим расширить диапазон исследуемых температур. Дополнительное охлаждение обеспечено медной трубкой, установленной по периметру нижней части камеры.. В верхней части камеры имеются щели (4) для прохождения рентгеновского пучка, они закрываются бериллиевыми пластинами толщиной 0.5 мм, которые закрепляются металлическим бандажом с уплотнением из вакуумной резины. В верхней части камеры предусмотрены два стеклянных окна (5) для визуального наблюдения за образцом во время эксперимента.

Нагреватель (7) состоит из двух зигзагообразных проводников, выполненных из вольфрамового прутка диаметром 5 мм. Он укреплен на медных водоохлаждаемых тоководах (8), присоединенных к понижающему трансформатору.

Исследуемый образец (9) размещается на молибденовой подложке, имеющей отверстие для термопары. В работе используются цилиндрические тигли из оксида алюминия диаметрами 30 мм и высотой 6 мм или диаметрами 37 мм и высотой 8 мм в зависимости от объекта исследования. Тигель с образцом помещается в специальную графитовую подставку, которая, как и молибденовая подложка, имеет отверстие. Графитовая подставка, выполненная под форму тигля, используется для предотвращения растекания расплавленного образца в случае разрушения тигля во время эксперимента.

Вода

Вод*

Рис.2.2. Конструкция высокотемпературной рентгеновской камеры

(пояснения по тексту)

Молибденовая пластина (10) используется как подставка для экрана с крышкой (11), окружающей нагреватель, а также как дополнительный экран.

Перемещение гониометра ГУР 8 (масса «75 кг) в вертикальной плоскости для настройки пучка оказалось невозможным, поэтому автором настоящей работы разработано специальное устройство для перемещения образца в вертикальной плоскости. Оно состоит из штока (12) из нержавеющей стали, внутри которого помещается термопара (13). С помощью стального сильфона (14) между подвижным штоком и подставкой камеры достигается вакуум. В верхнюю часть стального штока вставлен алундо-вый шток. В нижней части стального штока имеется жестко закрепленное устройство (15) с вращающимся колесом (16), выполненным из дюралюминия. Стальной шток и дюралевое колесо имеют одинаковую соответственно внешнюю и внутреннюю резьбу с мелким шагом. При вращении колеса происходит перемещение образца в вертикальной плоскости. Подобная конструкция обеспечивает плавный ход штока, что облегчает юстировку образца в процессе эксперимента.

Для уменьшения температуры в зоне сильфона внутри стальной площадки установлена система молибденовых экранов (17). Рабочий диапазон температур в камере - от комнатной до 2073 К. Вакуум в камере (остаточное давление не более 0.1 Па) создается форвакуумным насосом ВН-46ГМ и паромасляным Н-100. В качестве защитной атмосферы используется особо чистый гелий. Для уменьшения парциального давления кислорода в процессе эксперимента в камере создается избыточное давление гелия порядка 1.1-1.2105 Па и используется титановая губка, которая размещается на молибденовой пластине вблизи образца.

2.2.3. Автоматизированная система управления дифрактометром

Система управления рентгеновской установкой включает в себя следующие элементы [48].

Для фиксации угла падения и рассеяния рентгеновского излучения используется гониометрическое устройство, изготовленное на базе стандартного гониометра ГУР-8. Как уже отмечалось, кинематическая схема гониометра изменена таким образом, чтобы обеспечить встречное движение рентгеновской трубки и счетчика с одинаковыми скоростями. Стандартный двигатель гониометра ГУР-8 заменен на шаговый ДШИ-200. В качестве приемника рассеянного рентгеновского излучения использован сцинтилляционный детектор SC-03 производства "Seifert Röntgen & К0".

Управление ходом эксперимента осуществляется модулем управления дифрактометром, запрограммированным оператором через управляющую программу на компьютере типа ЮМ PC.

Модуль управления дифрактометром собран на основе компьютера IBM PC и состоит из пяти основных частей (см. рис. 2.3):

Рис.2.3. Блок-схема управления дифрактометром

• типовая материнская плата 386DX40, ОЗУ 1 Мб;

• контроллер, включающий в себя эмулятор дисковода А: на базе FLASH - микросхемы, с которой производится загрузка MS-DOS, драйвера сетевого обмена и управляющей программы, а так же формирователь сигналов управления шаговым двигателем гониометра и другими исполнительными устройствами;

• одноканальный анализатор, включающий в себя источник питания сцинтилляционного детектора, амплитудный дискриминатор, таймер и счетчик импульсов;

• сетевая плата (NE2000);

• модуль питания шаговых двигателей.

Для нормального функционирования управляющего модуля достаточно IBM совместимого компьютера DX4/100 с RAM 8 МБайт. Управляющая программа работает в среде WINDOWS' 95 или WINDOWS NT.

Установка материала анода рентгеновской трубки и настройки рабочих скоростей гониометра выбирается в пункте меню Tools/Goniometer. Общий вид панели настройки гониометра приведен на рис. 2.4.

Выбор материала анода рентгеновской трубки осуществляется в таблице Tube selection/Wavelength, в которой так же приведены длины волн, соответствующие данному аноду.

Начальные и рабочие частоты, а так же скорости разгона от начальной до рабочей частоты вводятся в окнах Start Frequency, Work Frequency и Acceleration Coefficient, соответственно для нормального и ускоренного режимов перемещения (Normal mode/Transport mode) Частота указывается в герцах, скорость разгона - в относительных единицах. При этом выход на рабочую скорость осуществляется по экспоненциальной зависимости, и Acceleration Coefficient определяет показатель этой экспоненты. Ускорен-

ный режим перемещения используется для вывода гониометра в начальную точку перед сканированием, а нормальный - во всех остальных случаях.

Для проверки функционирования гониометра предусмотрены поля ввода и кнопки Skip angle и Move to angle. Skip angle используется для перемещения на указанный угол относительно текущего положения осей гониометра, Move to angle - для установки осей в указанное положение. Эти же кнопки останавливают движение. Переключатель Transport mode служит для проверки режима ускоренного перемещения.

При движении мигают соответствующие индикаторы, а в окне Speed (deg/min) высвечивается приближенное значение скорости движения.

В связи с тем, что гониометр ГУР-8 оснащен только датчиками относительного углового перемещения, предусмотрена возможность периодически производить инициализацию угловых координат. Для этой цели предназначены кнопки Init на панели управления гониометром.

При нажатии на одну из этих кнопок происходит передвижение осей гониометра до ближайшей отметки датчика (0.0025 градуса) в направлении, указанном стрелкой на кнопке. При этом так же выбирается люфт, возникающий в механизме редуктора при смене направления движения. По окончанию движения с визуальной шкалы гониометра считываются фактические значения координат и указываются в появившемся на экране окне Set angle.

Для настройки одноканального анализатора в управляющей программе предусмотрен пункт меню Tools/Analyzer. С помощью данной функции имеется возможность получения графика амплитудного распределения регистрируемых детектором импульсов, выбора рабочего напряжения детектора и установки амплитудного окна (ри.2.5). При этом пара-

метры амплитудного окна и напряжение питания анализатора определяются его настройкой.

Для общей настройки системы предназначен интенсиметр (пункт меню Tools/Intensimeter). В этом режиме производится постоянное измерение интенсивности рентгеновского излучения с отображением результата на индикаторе в верхней части экрана. Вид экрана во время работы интенси-метра приведен на рис.2.6.

В процессе работы интенсиметра можно изменять время экспозиции, выбрав нужное значение из списка Time. Предусмотрена смена пределов измерения.

Панель управления дифрактометром (рис.2.7) находится в верхней части экрана и может быть отключена выбором пункта меню View/Goniometer panel. На этой панели расположены:

• кнопка управления заслонкой рентгеновской трубки Shutter и индикатор состояния заслонки;

• кнопка запуска процесса измерений Start scan и индикатор готовности к запуску;

• кнопка Move to и поле ввода, устанавливающие оси гониометра в указанное положение;

• индикаторы текущего положения осей гониометра 20;

• кнопки инициализации координат Init;

• поля ввода Start, Stop и Step, задающие диапазон и шаг сканирования (все углы указываются в градусах), а так же список Time, определяющий время экспозиции при сканировании (и при работе интенсиметра).

госуддрсгвенич '^■Мяк*

Эксперимент может проводиться с разным угловым шагом и временем экспозиции. Все эти параметры, включая начальный и конечный углы, указываются в соответствующих окнах панели управления. При каждом запуске открывается новое графическое окно, в котором отображается угловое распределение интенсивности, по окончанию измерений файлы записываются на диск.

Для запуска серии измерений в автоматическом режиме используется функция Sheduler (см. рис.2.8), диалоговое окно которой представляет собой таблицу, каждая строка которой описывает одно сканирование.

Sheduler позволяет запрограммировать до 99 экспериментов с разной величиной шага и экспозиции. Таким образом, оператор может заранее запрограммировать количество точек и время экспозиции в любом угловом диапазоне. Это особенно важно при проведении исследований в широком диапазоне температур и, в частности, с использованием дискретной методики получения рентгенограмм (см. главу 2), так как при этом практически исчезают потери времени на перепрограммирование следующего эксперимента. Для каждого эксперимента открывается новое графическое окно; по окончанию сканирования файл автоматически сохраняется. Файлы, полученные в результате эксперимента записываются в текстовом режиме, поэтому дальнейшая их математическая обработка не вызывает трудностей. Запуск и аварийное прерывание серии измерений осуществляются выбором пункта меню Start measurements. Для переключение масштабов отображения в меню программы предусмотрена функция View/Scaling. При этом на экране появляется диалоговая панель (рис.2.9) с переключателями масштабов. По оси абсцисс могут быть отложены как абсолютные единицы (угол положения детектора в градусах), так и относительные дифрактомет-рические единицы D-Values = 4л sin 0 / где X - длина волны

Goniometer configuration

Slait frequency, Hz Work frequency. Hz Acceleration coefficient

Г Sample Sßtmer №

600

1500

50

{tJOOj

Km

800

1500

[500 800) ÎtRKUOÛO^ (1 50}

Save

Cancel

Help

Со 1.79021 1.78892 1.79278

Си 1.54178 1.54051 1.54433

Щ 1.93597 1.93597 1.93991

Ù 2.29092 2.29862 2.29351

ЕЯ 0.71069 0.70926 G. 71354

Ni 1.65912 1.S5784 1.66169

0.56083 0.55936 0.56378

W 0.21060 0.20899 : 0.21381

MsîSLiÊSi

I Angte (deg) 0—f—^^T

Speed (deg/min)

1 Skip jngle

Е Move to angle

Г Tiansport mode

Рис.2.4. Вид панели настройки гониометра

Singfe-ChanneiAna/yzer Step J

Exposition {seel Voltage {V] Start channel , Step

Заключение диссертации по теме «Теплофизика и теоретическая теплотехника», Курбатов, Виктор Николаевич

4.4. Выводы

1. Подтверждено наличие структурного превращения в жидком железе в области 1923 К, которое проявляется в увеличение межатомного расстояния и кинематической вязкости.

2. В жидких сплавах системы Бе-С в области концентраций углерода до 0.9% вблизи температуры ликвидуса происходит структурное превращение от О ЦК- к ГЦК-подобной упаковке. Это превращение проявляется в увеличении межатомного расстояния, площади под первым максимумом ФРРА, уменьшении энергии активации вязкого течения.

3. Жидкие сплавы с содержанием углерода менее 3% и более 0.9% вблизи линии ликвидуса представляют собой растворы внедрения углерода в жидкой ГЦК - подобной матрице железа. Об этом свидетельствует увеличение в этой области составов межатомного расстояния и неизменность площади под первым максимумом ФРРА.

4. В области составов от 3% до 4.3.% углерода в жидких сплавах кроме микрообластей с ближним порядком по типу ГЦК-решетки и микрообластей, обогащенных углеродом, возникают области с ближним порядкам типа цементита. Это проявляется в сложной форме дальних максимумов структурного фактора.

5. Увеличение температуры жидких железоуглеродистых сплавов при концентрациях углерода больше 0.9%С сопровождается скачкообразным смещением положения первого максимума структурного фактора в область меньших углов рассеяния, перегибом на политермах вязкости и скачкообразным увеличением энергии активации вязкого течения. Эти изменения имеют обратимый характер. Высказано предположение, что обнаруженное явление обусловлено распадом кластеров, ближний порядок в которых соответствует кристаллическому.

6. В области составов от 1.9 до 4.3% С обнаружен гистерезис структурных характеристик и кинематической вязкости. Показано, что это явление связано с замедленностью процесса дорастворения микрообластей, обогащенных углеродом, и формированием более однородного с точки зрения распределения разносортных атомов состояния жидкого сплава.

7. Методика расчета, основанная на модели Энскога и модели псевдоатома, не позволяет удовлетворительно описать особенности температурных и концентрационных зависимостей кинематической вязкости жидких сплавов системы Бе-С. Высказано предположение, что это обусловлено сложным микронеоднородым строением соответствующих жидких сплавов.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Как видно из предыдущего изложения, выполненная работа посвящена исследованию влияния температуры на структуру ближнего порядка и свойства свинца и сплавов системы железо-углерод в жидком состоянии. При увеличении температуры структурные характеристики жидких металлов изменяются несущественно, поэтому для повышения достоверности и информативности рентегнографических данных потребовалось модернизировать дифрактометр и усовершенствовать методику получения рентгенограмм. Большое внимание уделялось установлению корреляции между структурными характеристиками и физическими свойствами металлических жидкостей. Основные результаты работы заключаются в следующем:

1. Модернизирован высокотемпературный рентгеновский дифрактометр. Это позволило расширить диапазон исследуемых температур и обеспечило возможность получения рентгенограмм в автоматическом режиме с переменным шагом сканирования и временем экспозиции. Предложена дискретная методика получения рентгенограмм, позволяющая повысить точность рентгенографических данных при минимальных затратах времени.

2. Исследовано влияние высокоугловой области структурного фактора, рассчитанного по модели мягких сфер, на положение и форму первого максимума функции радиального распределения атомов. Установлено, что с увеличением верхнего предела обратного пространства межатомное расстояние сначала уменьшается, затем наблюдается его стабилизация. Предложена оценочная формула для определения верхнего предела обратного пространства, который обеспечивает определение межатомного расстояния с точностью порядка 1%. Обнаружено влияние на форму первого максимума функции радиального распределения атомов значения структурного фактора в точке обрыва: обрыв в области минимума или максимума а(8) приводит к более сильному искажению формы максимума ФРРА, чем примерно такой же обрыв при условии а(8)=1. С увеличением значения 8 это влияние ослабевает.

3. Впервые рентгенодифракционным методом получены структурные факторы в диапазоне обратного пространства от 10 до 140 нм жидкого свинца в интервале температур от плавления до 1423К и жидкого железа в интервале температур от плавления до 2073К. Установлено, что вблизи температуры плавления межатомное расстояние составляет 0.253 нм для железа и 0.338 нм для свинца, что несколько ниже ранее установленных значений, которые были получены при меньшем диапазоне исследованного обратного пространства. Межатомное расстояние в жидком железе вблизи температуры плавления оказывается ниже соответствующего расстояния в кристалле. Это свидетельствует о том, что плавление металлов, имеющих ОЦК структуру предплавления, сопровождается уменьшением межатомного расстояния. При увеличении температуры жидкого свинца межатомное расстояние и координационное число уменьшаются, существенно снижается высота первого максимума структурного фактора при значительно меньшем уменьшении амплитуд дальних максимумов; наблюдается тенденция к смещению дальних максимумов в область больших углов рассеяния при неизменности положения его первого пика. Увеличение температуры жидкого железа сопровождается уменьшением координационного числа и высоты первого максимума структурного фактора, межатомное расстояние при этом существенно не изменяется. Второй максимум структурного фактора жидких железа и свинца имеет сложную форму, которая проявляется в их определенном температурном интервале. На функциях радиального распределения атомов жидкого железа и свинца на правой ветви первого максимума наблюдается побочный пик, который с увеличением температуры трансформируется в дополнительный максимум. Положение и площадь под этим пиком практически не зависят от температуры.

4. На основе анализа установленных закономерностей предложен механизм теплового расширения жидких металлов. Вблизи температуры плавления жидкий металл можно представить состоящим из достаточно плотных атомных кластеров и более рыхлого межкластерного пространства. Межатомные расстояния в кластерах меньше, чем в кристалле. Увеличение объема жидкого металла с ростом его температуры происходит исключительно путем образования дырок, которые образуются преимущественно на границах кластеров. При этом размеры кластеров и межатомное расстояние в них уменьшаются, размеры межкластерного пространства увеличиваются. Ближний порядок в межкластерном пространстве существенно не изменяется. Выполнены оценки объемной доли кластеров и межкластерного пространства в предположении, что дополнительный пик на функции радиального распределения атомов описывет ближний порядок в межкластерном пространстве. Оказалось, что вблизи температуры плавления объемная доля межкластерного пространства составляет порядка 5-6% и возрастает с увеличением температуры.

5. Проанализирована возможность описания экспериментальных структурных факторов жидкого свинца в рамках моделей твердых и мягких сфер. Установлено, что соответствующие модели не позволяют воспроизвести все экспериментально наблюдаемые особенности структурных факторов. При этом лучшее согласие с экспериментальными данными достигается применением модели мягких сфер, согласие улучшается с увеличением температуры.

6. Подтверждено наличие структурного превращения в жидком железе в области 1923 К, которое проявляется в скачкообразном увеличении кинематической вязкости и смещении первого максимума структурного фактора.

7. При исследовании жидких сплавов системы железо-углерод вблизи линии ликвидуса установлено следующее. В сплавах в области концентраций углерода до 0.9% вблизи температуры ликвидуса происходит структурное превращение, которое формально можно охарактеризовать как переход от ОЦК- к ГЦК-подобной упаковке. Это превращение проявляется в увеличении межатомного расстояния и площади под первым максимумов ФРРА, уменьшении энергии активации вязкого течения. Жидкие сплавы с содержанием углерода менее 3% и более 0.9% вблизи линии ликвидуса представляют собой растворы внедрения углерода в жидкой ГЦК-подобной матрице железа. Об этом свидетельствует увеличение в этой области составов межатомного расстояния и неизменность площади под первым максимумом ФРРА. В области составов от 3% до 4.3% углерода в жидких сплавах кроме микрообластей с ближним порядком по типу ГЦК-решетки и микрообластей, обогащенных углеродом, возникают области с ближним порядкам типа цементита. Это проявляется в сложной форме дальних максимумов структурного фактора.

8. Увеличение температуры жидких железоуглеродистых сплавов при концентрациях углерода больше 0.9%С сопровождается скачкообразным смещением положения первого максимума структурного фактора в область меньших углов рассеяния, перегибом на политермах вязкости и скачкообразным увеличением энергии активации вязкого течения. Эти изменения имеют обратимый характер. Высказано предположение, что это явление обусловлено распадом кластеров, ближний порядок в которых соответствует кристаллическому. В области составов от 1.9 до

4.3%С обнаружен гистерезис структурных характеристик и кинематической вязкости. Показано, что это явление связано с замедленностью процесса дорастворения микрообластей, обогащенных углеродом и формирования более однородного с точки зрения распределения разносортных атомов состояния жидкого сплава.

9. Выполнен расчет кинематической вязкости и плотности жидких свинца и железа по рентгенографическим данным в рамках теории Энскога на основе модели твердых сфер. Установлено, что рассчитанные политермы удовлетворительно (вязкость - в пределах 20%, плотность - в пределах 5%) согласуются с экспериментальными во всем исследованном диапазоне температур. Рассчитанная политерма вязкости для жидкого свинца воспроизводит экспериментально наблюдаемое в некоторых работах увеличение вязкости при высоких температурах. Применение теории Энского в сочетании с моделью псевдоатома не позволяет удовлетворительно описать особенности температурных и концентрационных зависимостей кинематической вязкости жидких сплавов системы Ре-С. Высказано предположение, что это обусловлено сложным микронеодно-родым строением соответствующих жидких сплавов.

Список литературы диссертационного исследования кандидат физико-математических наук Курбатов, Виктор Николаевич, 1999 год

СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННОЙ ЛИТЕРАТУРЫ

1.Скрышевский А.Ф. Структурный анализ жидкостей и аморфных тел. М.: Высшая школа, 1980. 328с.;

2.Дутчак Я. И. Рентгенография жидких металлов. Львов: Вища школа, 1977. 163 е.;

3. Ватолин H.A., Пастухов Э.А. Дифракционные исследования строения высокотемпературных расплавов. М.: Наука. 1980. 320 е.;

4. Попель С.И., Спиридонов М.А., Жукова Л.А.. Атомное упорядочение в расплавленных и аморфных металлах. Екатеринбург: УГТУ. 1997. С.384;

5. Waseda J., Ohtani М. Partial Structure Factors of Liquid Na-K and Al-Mg Alloys.//J. Phis.stat.solidi(b). 1971. V.48. № 1. P.K77-K81;

6. Вайнштейн Б.К. К теории метода радиального распределения.// Кристаллография. 1957. Т.2. № 1. С.29-47;

7. Жидкая сталь/ Б.А.Баум, Г.А.Хасин, Г.В.Тягунов и др.//М.: Металлургия. 1984. 207 с;

8. Харьков Е.И., Лысов В.И., Федоров В.Е. Физика жидких металлов. Киев: Вища школа. 1979. 246 с;

9. Гельд П.В., Баум Б.А., Петрушевский М.С. Расплавы ферросплавного производства. М.: Металлургия. 1973. 288 с;

10. Бернал Д. Геометрический подход к структуре жидкостей// Успехи химии, 1961. Т. 30. №.10. С.1312-1323;

11. Баум Б.А. Металлические жидкости. М.: Наука. 1979. 135 с;

12. Романова A.B. Структура металлических расплавов/Структура реальных металлов. Киев: Наукова думка. 1975. С. 204- 235;

13. Некоторые экспериментальные и численные методы исследования структуры ближнего порядка// Б. Р. Гельчинский, Л. П. Анчарова, А. И. Анчаров и др. Фрунзе: Илим, 1987. 221 с;

14. Ершов Г.С., Позняк Л. А. Микронеоднородность металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1985. 212 с;

15. Френкель Я. И. Кинетическая теория жидкостей. Л.: Наука. 1975.

592 с;

16. Уббелоде А. Р. Расплавленное состояние вещества. М.: Металлургия, 1982.-375 с;

17. Полухин В.А., Ватолин H.A. Структурные превращения в жидких металлах: алюминий, железо// Доклады АН СССР, 1981. Т. 257. №3. С. 604-607;

18. Модельные представления о строении металлических расплавов/ Мельник Б.А., Дронюк H.H., Мельник А.Б. и др.//Процессы литья. 1994. №4. С.17-24;

19. Арсентьев П.П., Коледов Л.А. Металлические расплавы и их свойства. М.: Металлургия. 1976. 375 с;

20. Межчастичное взаимодействие в жидких металлах/ В.Ф.Ухов, Н.А.Ватолин, Б.Р.Гельчинский и др.ИМ.: Наука. 1979. 195 с;

21. Регель А.Р., Глазов В.М. Физические свойства электронных расплавов. М.: Наука. 1980. 295 с;

22. Еланский Г.Н. Строение и свойства металлических расплавов. М.: Металлургия, 1991. 160 с;

23. Базин Ю.А. Рентгенографическое исследование жидких сплавов железа. Дис. ... канд. физ.-мат. наук. Свердловск. 1979;

24. Архаров В.И., Новохатский И. А. О внутренней адсорбции в расплавах// Доклады АН СССР. 1969.Т.185. № 5. С.1069-1071;

25. Михайлова Л.Е., Ильинский А.Г., Романова A.B. Функция радиального распределения атомов двухкомпонентных расплавов и параметр сортового ближнего порядка//Металлофизика. 1986. Т.8. № 2. С. 15-19;

26. Wagner C.N.G. "Liquid Metals, Chemistry and Physics". New York. 1972. P.257;

27. Вилсон Д.P. Структура жидких металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1972. 247 с;

28. Хрущев Б. И., Богомолов А. И., Шарикова Л.С. Дифракция нейтронов на жидком свинце// ФММ. 1966. 22. № 2, с. 279-281;

29. Романова А. В., Мельник Б.А. Рентгенографическое исследование структуры жидкого свинца// ДАН СССР. 1969. Т. 189. №2. С. 294-296;

30. Христенко Т. М. Рентгенодифракционные исследования жидкого олова и аморфизующихся сплавов железо-бор в широком температурном интервале// Дисс.... канд. физ.-мат. наук.-Киев. 1989.-135 с;

31. О строении железа, кобальта и никеля в жидком состоянии/ ВЛ.Казимиров, В.М.Рева, В.А.Шовский и др.//Изв. АН СССР. Металлы. 1986. №3. С. 32-34;

32. О структуре ближнего порядка в жидких железе, кобальте и никеле/ Е.А.Клименков, П.В.Гельд, Б.А.Баум, Ю.А.Базин// ДАН СССР. 1976. №1. С.71-73;

33. Хрущев Б.И., Игамбердиев Щ.Х., Богомолов A.M. Дифракционное рассеяние нейтронов на жидком магнии// Изв. АН СССР. Металлы. 1984. №4. С. 59-61;

34. Рентгенографическое исследование строения жидкого алюминия/ Ю.А. Базин, A.B. Емельянов, Б.А. Баум и др.// Металлофизика. 1986. Т.8. №2. С. 11-15;

35. О механизме теплового расширении жидкого металла/ В.Г. Барь-яхтар, JI.E. Михайлова, А.Г. Ильинский и др.// Журнал экспериментальной и теоретической физики. 1989. Т.95. №4. С. 1404-1411;

36. К вопросу о характере межатомного взаимодействия в расплаве железо-углерод/ Е.З.Спектор, Д.С.Каменецкая, И.В.Корсунская и др.// Доклады АН СССР. Сер.хим. 1974. Т. 218. № 4. С. 890-899;

37. Steeb S., Maier U. Structure of Molten Fe-C Alloys by means of X-ray and Neutron Wide-angle Diffraction as well as Sound Velosity Measarements// Met. cast. Iron Proc. 2 nd Inst. Symb. Geneva. 1974. StSaphorin. 1975. P. 1-9;

38. Waseda Y., Tokuda M., Ohtani M. The Structure of Molten Fe and Fe-C Alloys by X-Ray Diffraction. J. Of Iron and Steel of Japan. 1975. V.6I P.54-70;

39. Мельник Б.А., Краля В.Д. Современные представления о строении Fe-C-расплавов// Процессы литья. 1992. №1.С.54-60;

40.Кристиан Д. Теория превращений в металлах и сплавах. Часть 1. Термодинамика и общая теория. М.: Мир, 1978. 806 с;

41. Waseda Y., Zuzuki К. Interionic Potenials in Liquid Metals. Phys. State solidy (b), 1973. V. 57.№ 1. P. 351- 367;

42. Кессельман П.М., Красный Ю.П., Онищенко В.П. К вопросу о расчете термодинамических свойств жидких металлов методом псевдопотенциала. Теплофизика высоких температур, 1974. Т. 12. № 1. С. 70-76;

43. Поляков А.А., Керн Э.М., Ватолин Н.А. Определение коэффициента упаковки жестких сфер и вязкости по первому максимуму структурного фактора. Расплавы. 1992. № 2. С.24-28;

44. Резибуа П., Де Ленер. Классическая кинетическая теория жидкостей и газов. М.: Мир, 1980. 423 с;

45. Базин Ю.А., Медведев Б.А., Баум Б.А. Взаимосвязь структуры ближнего порядка и кинематической вязкости расплавов ванадия в железе// Укр. физический журнал. 1991. Т. 36. № 2. С. 220-222;

46. Установка для рентгеноструктурного анализа высокотемпературных металлических расплавов/ Е.А. Клименков, В.Н. Патрушев, Ю.А. Базин и др.//Физические свойства металлов и сплавов. Свердловск: УПИ, 1976 .СЛ13-116;

47. Высокотемпературная рентгеновская камера для измерения структурных характеристик жидких металлов/ Ю.А. Базин, А.В. Емельянов, Е.А. Клименков и др.// Заводская лаборатория. 1985. №. 10. С. 34-35;

48. Курбатов В.Н., Цепелев B.C., Базин Ю.А. Автоматическая система управления рентгеновского дифрактометра для изучения структуры жидких металлов// Заводская лаборатория, 1998. Т. 64. № 5. С.37-38;

49. Cromer D.T. Compton Scattering Factors for Aspherical Free Atoms// J. Chem. Phys. 1969. V.50.№.11. P. 4857-4859;

50. Cromer D.T., Waber J.T. Scattering Factors Computed from Relativistic Dirac-Wave Functions// Acta Crystallogr. 1965. V.18.P. 104-111;

51. Cromer D.T. Anomalous Dispersion Correction Computed from Self-Consistent Field Relativistic Dirac-Slater Wave Functions// Acta Crystallogr. 1965. V.18.P.17-23;

52. Hoshino K. Effect of the softness of pair potential on the liquid structure factor// J.Solid St.Phys. V.13. 1980. P.3097-3105;

53. Лысов В.И., Харьков Е.И. Интерпретация рентгенографических данных по структуре металлов в рамках модели твердых сфер// Укр. физический журнал, 1975. Т.20. №.2. С. 468-475;

54. К методике рентгенографического исследования расплавов/ В.П. Казимиров, С.Ю. Смык, В.Э. Сокольский и др.// Расплавы. №5. 1996. С.85-91;

55. Уманский Я.С. Рентгенография металлов и полупроводников. М.: Металлургия. 1969. 496 с;

56. Стецив Я.И. Определение координационных чисел и средних квадратичных смещений по кривым радиального распределения// Кристаллография. 1973. Т.18. №3. С.484-486;

57. Швидковский Е.Г. Некоторые вопросы вязкости расплавленных металлов. М.: Гостехиздат, 1955. 208 с;

58. Цепелев B.C. Совершенствование экспериментальных методов исследования металлических расплавов и получение новых сведений о них с целью оптимизации процессов выплавки сталей и сплавов.//Дис. ... д.т.н. Екатеринбург. 1998. 388 с;

59. Базин Ю.А., Курбатов В.Н., Баум Б.А. Рентгенодифракционное исследование структуры ближнего порядка жидкого свинца// Расплавы. 1999. №1. С.14-17;

60. Базин Ю.А., Курбатов В.Н. Влияние температуры на структуру ближнего порядка жидкого свинца// Российская межвузовская научно-техническая конф. "Фундаментальные проблемы металлургии." Екатеринбург. 1995. С. 28;

61. Waseda Y. The structure of non-crystalline materials. N.-Y. : McCraw -Hill. 1980.315 c;

62. Басин A.C., Соловьев A.H. Исследование плотности жидких свинца, цезия и галлия гамма-методом// Журнал прикладной механики и технической физики. 1967. № 6. С.83-87;

63. Регель А.Р., Глазов В.М., Ким С.Г. Акустические исследования структурных изменений расплавов полупроводников и полуметаллов// Физика и техника полупроводников. 1986. Т.20. №8. С. 1353-1376;

64. Хрущев Б. И., Богомолов А. И., Игамбердиев Ш. X. Дифракция нейтронов на жидком свинце при высоких температурах// Изв. АН СССР. Металлы. 1970. № 1. С. 239-244;

65. Казимиров В.П., Смык С.Ю. Reverse Monte Carlo - новый метод к моделированию структуры неупорядоченных систем. 1.Жидкие металлы.// "Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов". 1998. Екатеринбург. Т.1. С. 25-26;

66. Базин Ю.А., Курбатов В.Н., Вокарев C.B. Влияние температуры на структуру ближнего порядка жидких металлов// 1 -я Научная конференция Физико-технического факультета УГТУ. Екатеринбург. 13-15 мая 1994. С. 21-22;

67. Базин Ю.А., Курбатов В.Н. Вокарев C.B. Особенности теплового расширения жидких металлов// 8-я Всероссийская конференция по строению и свойствам металлических и шлаковых расплавов. Екатеринбург. 1994. Т.1.Ч.1-3. С.23;

68. Курбатов В.Н., Базин Ю.А. Рентгенодифракционное исследование структуры ближнего порядка жидкого железа// Деп. В ВИНИТИ № 3977-В98 от 30 дек. 1998;

69. Курбатов В.Н., Базин Ю.А. Рентгенодифракционное исследование железа в жидком состоянии// Школа-семинар Уральского Гос. Университета. Екатеринбург. 26-28 нояб. 1998; http://www.usu.ru/win/usu/events/1998/school-seminar/;

70. Базин Ю.А., Курбатов В.Н. Структура ближнего порядка и свойт-ва разбавленных жидкометаллических растворов// 9 Всероссийская конф.

"Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов". 1998. Екатеринбург. из-во Южно-Уральского госуниверситета, г.Челябинск. Т. 1. С. 34;

71. Ruppersberg Н., Seeman. Rontgen-fein-Stmkturuntersuchungen an flussigen Eisen.//Z. Naturforsch. 1966. 21A. №6. C.820-826;

72. Спектор Е.З. О структуре жидких никеля и железа// ДАН СССР. 1970. 190. №6. С. 1322-1324;

73. Schmitz-Pranghe N., Kohlhaas R. Rontgenbeugungsuntersuchungen an Eisen, Kobalt und Nikel im flussigen Zustand// Z. Naturforsch. 1970. 25A. 1752-1754;

74. Waseda Y., Suzuki K. Atomic Distribution and Magnetic Moment in Liquid Iron by Neutron Diffraction// Phys. stat. sol.1970. 39. № 2. P. 669-678;

75. Maier U.. Steeb S. Röntgen und Neutronenbeugungsuntersuchungen// Phys. Kondens. Matter. 1973. V.17. 11-16;

76. Ватолин H.A., Пастухов Э.А., Керн Э.М. Влияние температуры на структуру расплавленного железа, никеля палладия и кремния// ДАН СССР. 1974. Т. 217. № 1. С.127-130;

77. Волошин В.П., Медведев H.H., Наберухин Ю.И.. Многогранники Вороного нерегулярных упаковок, часть 2. Простые жидкости// Журнал структурной химии.1985. Т. 26. №3. С. 68- 76;

78. Базин Ю.А. Роль ближнего порядка в процессах плавления и полиморфных превращениях металлов// Металлы. 1997. № 2. С. 34-37;

79. Басин A.C. Плотность и структура жидкого железа от плавления до критической точки. 2.Структура расплава и параметры уравнения состояния// Расплавы. 1996. № 1. С. 8-15;

80. Мирзоев A.A., Гельчинский Б.Р., Белащенко Д.К. Расчет скорости звука и фононных спектров жидкого цезия методом рекурсии// 9-ая

Всероссийской конф. "Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов". Т.2. 1998. Из-во Южно-Уральского госуниверситета. Челябинск. С. 8-9;

81. Шишкин A.B. О структуре ближнего взаимодействия в расплавах чистых элементов. 9-я Всероссийская конф. "Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов" Т. 2. 1998. Из-во Южно-Уральского госуниверситета. Челябинск. С.32-34;

82. Базин Ю.А., Курбатов В.Н. Взаимосвязь структуры ближнего порядка с кинематической вязкостью и плотностью жидкого свинца// Изв. вузов. Физика. 1988. №3. С.117-118;

83. Базин Ю.А., Курбатов В.Н. Взаимосвязь ближнего порядка и свойств металлических расплавов// Российский семинар "Структурная наследственность в процессах сверхбыстрой закалки расплавов." Ижевск. 1995. С. 79-80;

84. Lucas L.D. Densite du plomb a letat liquid entre 330 et 1550 C//Comptes rendus academie des science, 1969. V. 268. № 12. P.1081-1084;

85. Новохатский И.A., Архаров В.И. О вязком течении металлических расплавов при больших перегревах. ДАН СССР, 1979. Т. 247. № 4. С. 849851;

86. Menz W., Sauerwald F. Das neue doppelkapillarviskosimeter und kritisiche durchsieht mit neuen messungen der ц-werte reiner metalle// Acta metallyrica, 1966. V.14. P.1617-1623;.

87. Косилов H.C. Плотность расплавов на основе железа: Дис...канд. тех. наук. Свердловск. 1979. 184 е.;

88. Базин Ю.А., Тишкин А.П., Баум Б.А. О строении жидкого железа. Изв. вузов. Черная металлургия. 1991. № 8. С.92-95;

89. Базин Ю.А., Курбатов В.Н. О структурных превращениях в жидких железе и алюминии// 8-я Всероссийская конференция по строению и свойствам металлических и шлаковых расплавов. Екатеринбург. 1994. Т.1. 4.1-3. С.38;

90. Кинематическая вязкость жидких сплавов железа с кислородом/ Ю.А.Базин, И.Н.Игошин, Б.А.Баум и др.//Изв. вузов. Черная металлургия. 1985. Ж 9. С. 16-20;

91. Базин Ю.А., Курбатов В.Н. Рентгенодифракционное исследование структуры ближнего порядка железоуглеродистых расплавов// 4-я Международная конференция по эвтектическим расплавам. Украина. Днепропетровск. 1997. С.71;

92. Базин Ю.А., Курбатов В.Н. Рентгенодифракционное исследование влияния термовременной обработки на строение железоуглеродистых расплавов// VI Международная научно-практическая конференция "Генная инженерия в сплавах" 18-21 мая 1998. г. Самара

93. Sidorov V.E., Son L.D. Peculiarities in the Crystallization of Iron Containing Up to 3.0 wt% of Carbon// High temperature materials and processes, V. 14. №4. c.263-271.

94. Гуляев А.П. Металловедение М.:Металлургия, 1986. 544

95. Жукова JI.A., Попель С.И. Причины расщепления первого максимума функции радиального распределения атомов в металлических расплавах// Журнал физической химии. 1982. Т. LVI. № 8. С. 2088-2090.

96. Попель П.С. Фазовый переход или распад метастабильных агрегатов//Изв. Вузов. Черная металлургия. 1985. № 5. С. 34-41.

97. Tanigawa S., Doyama М. Binding energies, bulk moduli and heats solution of Cs-K alloys in pseudo alloys model// J. Physics, F: metal Physic.-1973. V. 3.№5.P.977-987.

98. Гельчинский Б.Р., Анчарова Л.П., Сасов A.M. Расчет электросопротивления металлов в конденсированном состоянии методом псевдопотенциала// Всесоюзная конф. по строению и свойствам металлических и шлаковых расплавов. Т.1.4.1. Челябинск. 1990. С.102-103.

99. Базин Ю.А., Баум Б.А. Ближний порядок в доэвтектических сплавах системы Fe-B в жидком состоянии// Неорганические материалы. 1997. Т.ЗЗ. № 1. С.46-48.