Структурные и магнитные особенности сплава Al86Ni8Sm6 в аморфном, кристаллическом и жидком состояниях

УДК: 537.9; 538.9

Структурные и магнитные особенности сплава Al86Ni8Sm6 в аморфном, кристаллическом и жидком состояниях

1*, 1, 1, 1, 2, 1

1Институт металлургии Уральского отделения Российской академии наук, г. Екатеринбург

2Институт электрофизики Уральского отделения Российской академии наук, г. Екатеринбург

*e-mail: *****@***ru, , сот. +.

Реферат

В широком интервале температур T = 4 – 1900 K экспериментально исследованы магнитные, структурные и термические характеристики сплава Al86Ni8Sm6 в аморфном, кристаллическом и жидком состояниях. Обнаружено, что аморфный сплав обладает выраженной кластерной структурой со средним размером образований 2-3 нм. Процесс кристаллизации протекает в четыре этапа без явного теплового эффекта в точке стеклования. Аморфная лента не обладает магнитным упорядочением вплоть 4 K, однако проявляет суперпарамагнитное поведение. Анализ изотермических кривых намагниченностей показывает на возможную взаимосвязь между структурными и магнитноупорядоченными кластерами. В жидком состоянии, существенно выше температуры ликвидус, выявлены аномальные изменения магнитной восприимчивости, что свидетельствует о структурных изменениях в расплаве. Выявлено, что магнитная восприимчивость в аморфном, кристаллическом и жидком состоянии характеризуется большим ванфлековским парамагнитным вкладом и может быть удовлетворительно описана в рамках классической теории Ван Флека с учетом эффектов смешанной валентности. Полученные результаты интерпретируются в рамках идеи о наличии специфического ковалентно-металлического взаимодействия между алюминием и редкоземельным металлом.

НЕ нашли? Не то? Что вы ищете?

1. ВВЕДЕНИЕ

Аморфные сплавы на основе алюминия с добавками d-переходных (ПМ) и редкоземельных металлов (РЗМ) привлекают внимание исследователей благодаря уникальным механическим, электрическим, и коррозионным характеристикам, а также возможности их применения в различных индустриальных приложениях [1-10]. Основной способ получения аморфного состояния в этих системах является закалка расплава при скоростях охлаждения 104-106 К/с. Очевидно, что данные о структурных особенностях и физико-химических свойствах расплава в широком интервале температур важны для выбора оптимальных режимов закалки, а также понимания механизма стеклования. Таким образом, проведение комплексных исследований свойств систем Al-ПМ-РЗМ, охватывая аморфное, кристаллическое и жидкое состояния является актуальной задачей.

В данной работе в качестве объекта исследования был выбран сплав Al86Ni8Sm6, проявляющий высокую стеклообразующую способность и хорошую термическую стабильность в аморфном состоянии [11-12], а потому являющийся перспективным в прикладном смысле. В данной работе впервые методами рентгеновской дифракции, просвечивающей электронной микроскопии, дифференциально-сканирующей калориметрии, вибрационной магнитометрии и методом Фарадея были исследованы структурные и магнитные свойства этого сплава в широком диапазоне температур T = 4-1900 K, включая аморфное, кристаллическое и жидкое состояния.

2. ЭКСПЕРИМЕНТ

Исходный сплав Al86Ni8Sm6 был синтезирован из алюминия (99,99 вес. %), никеля (99,98 вес. %) и аттестованного интерметаллического соединения Al11Sm3 методом тройной электродуговой плавки в атмосфере очищенного гелия. Аморфный образец был получен стандартным методом закалки на вращающееся колесо при линейной скорости 32 м/с, стартовая температура расплава K. Полученный образец имел форму ленты шириной 5 мм и толщиной 23-25 мкм. Структура аморфной ленты была проанализирована методом рентгеновской дифракции на дифрактометре XRD 7000 Shimazu с Cu-Ka излучением и графитовым монохроматором. С целью исключения фонового сигнала, лента монтировалась на подложку с помощью органического клея так, чтобы вся поверхность была покрыта образцом. Дополнительно была изучена структура аморфного образца методом просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) с использованием JEOL 2100. Образцы для микроскопии были подготовлены путем электрополировки в растворе электролита этилового спирта (C2H5OH) и хлористой кислоты (HClO4) по методике описанной в работе [13]. Термические свойства исследованы методом дифференциально-сканирующей калориметрии (ДСК) на калориметре Netzsch STA 449C в режиме нагрева и последующего охлаждения со скоростью 8 К/мин. Измерения проводились в атмосфере аргона (50 мл/мин). Точность в определении температуры и энтальпии составляла ±0.2 K и 5 % соответственно.

Исследования магнитных свойств выполнены в широком интервале температур (T = 4 – 1900 K) и магнитных полей до 30 кЭ. Низкотемпературные измерения намагниченности проводились на вибрационном магнитометре VSM CFS-9T Cryogenic Ltd. Температурные зависимости намагниченности в диапазоне T = 4 – 300 K получены при H = 500 Э в ходе нагрева (ZFC – режим), после предварительного охлаждения в нулевом магнитном поле. Затем съемка проводилась в режимах последующих охлаждения (FC) и нагрева (FW) в магнитном поле при тех же значениях H. В области высоких температур от 300 до 1900 K измерения магнитной восприимчивости выполнены на установке [14], работающей по методу Фарадея, в атмосфере очищенного гелия. Ошибка определения магнитных характеристик обоими методами не более 3%. Температурные зависимости намагниченности и магнитной восприимчивости получены в ходе нагрева и последующего охлаждения в непрерывном режиме со средней скоростью 2 K/мин. Намагниченность как функция магнитного поля определялась в шаговом режиме с разрешением 0,1 Тл.

3. РЕЗУЛЬТАТЫ

3.1 Структурные исследования

Дифракционная картина для аморфного образца сплава Al86Ni8Sm6 показана на рис.1. Согласно полученным рентгеновским данным, лента была полностью аморфна, кристаллических пиков не выявлено. Кроме широкого основного пика был зафиксирован яркий предпик. Положения основного пика (2Θmp), предпика (2Θpp), а также ширина предпика на его полувысоте ∆Qpp, составили 37.9 град, 19.2 град и 0.98 нм-1 соответственно. Все вышеупомянутые параметры определены с учетом фонового сигнала и путем последующей аппроксимации рентгеновских рефлексов с помощью функции Гаусса. Наличие предпика в этих системах, как известно, указывает на наличие ближнего порядка и кластерной структуры, см. например [15-16]. Размер кластеров, областей когерентного рассеяния, обуславливающих наличие предпика, может быть оценен, используя известное соотношение D ≈ 2π/∆Qpp [17-18]. Полученная таким образом оценка для исследованного сплава составляет 2.6 нм.

С целью подтверждения наличия кластерной структуры в полученном аморфном сплаве, были проведены дополнительные исследования методом просвечивающей электронной микроскопии. Типичные ПЭМ картины для аморфной ленты Al86Ni8Sm6 представлены на рис.2. Как видно на полученных изображениях, образец является аморфным со сложной слоистой структурой. Однако в неупорядоченной матрице четко фиксируются области размером 2-3 нм отличающиеся по контрасту и имеющие частичное атомное упорядочение. Эти конгломераты или кластеры относительно однородно распределены по объему образца и обладают малой дисперсией по размеру. Важно отметить, что размер кластеров наблюдаемых на ПЭМ изображениях согласуется с полученным значением D из дифракционных данных. Таким образом, можно утверждать, что именно эти образования обуславливают наличие яркого предпика на дифракционной картине.

3.2 Калориметрические исследования

Полученные термограммы для образца Al86Ni8Sm6 приведены на рис. 3. Согласно полученным ДСК данным, процесс кристаллизации в ходе нагрева протекает в четыре стадии. Температура стеклования Tg перед началом кристаллизации на изученном образце не зафиксирована в пределах чувствительности калориметра. Анализируя полученные ДСК кривые, мы определили температуры начала кристаллизационных процессов Tx1, Tx2, Tx3, Tx4, точки солидус Tm и ликвидус Tl, а также теплоты соответствующих эндо - и экзотермических реакций. Из полученных термических параметров были рассчитаны отношения Tx1/Tl, температуры структурных(полиморфных) превращений, величины переохлаждения точки солидус ∆Tm, а также определена степень кристалличности (доля кристаллической фазы в образце) по известному уравнению α=1-∆Hcryst/∆Hamor [19-20], полученные результаты приведены в табл.1.

Термические параметры, такие как величина переохлаждения точки солидус ∆Tm, энтальпия начала кристаллизационного процесса ∆H1 и отношение Tx1/Tl, являются наиболее надежными индикаторами, характеризующими стеклообразующую способность и термическую стабильностью аморфного состояния [21-22]. Установлено, что величины этих параметров для изученного сплава Al86Ni8Sm6 имеют относительно высокие значения, что согласуется с результатами работ [11-12].

3.3 Магнитные исследования

Измерения намагниченности образца аморфной ленты Al86Ni8Sm6, используя стандартную процедуру цикла ZFC-FC-FW, не выявили гистерезиса и особенностей на температурных зависимостях намагниченности m(T). Отсюда следует, что аморфная лента Al86Ni8Sm6 не претерпевает магнитного упорядочения при низких температурах вплоть до 4K. Однако при T = 4K зависимости намагниченности от напряженности магнитного поля m(H) обладают нелинейностью и не выходят на насыщение при полях в 30 кЭ, при этом m(H) при T>50 K строго линейны (рис.4а).

Из полученных температурных зависимостей намагниченности рассчитана статическая магнитная восприимчивость как m/H (рис.4б).

Измерения магнитной восприимчивости в области высоких температур от 300 до 1900 K для аморфной ленты Al86Ni8Sm6 проиллюстрированы на рис.5. Установлено, что температурная зависимость восприимчивости в аморфной и кристаллической фазах имеет положительный температурный коэффициент dχ/dT. В процессе нагрева зафиксирована особенность – ступенчатое изменение свойства в области T ≈ 585 K, близкая к точке второго этапа кристаллизационного процесса, характерного для данного образца (см. данные по ДСК). В кристаллическом и жидком состояниях температурная зависимость магнитной восприимчивости образца Al86Ni8Sm6 обладает положительным значением коэффициента dχ/dT. Анализ кривой χ(T) выявил ряд особенностей при температурах 900 и 1140 K соответствующих точкам солидус и ликвидус для данного состава, а также в жидком состоянии при 1760 K. Последний эффект, вероятно, обусловлен структурными изменениями в расплаве. Наличие подобных высокотемпературных аномалий в жидком состоянии ранее фиксировалось на ряде сплавов систем Al-РЗМ, Al-ПМ-РЗМ [14, 23-26]. Структурные изменения при столь существенных перегревах над температурой ликвидус указывают на неоднородное строение расплава. Как было показано выше, в аморфном состоянии, исследованный образец также обладает негомогенным строением и характеризуется наличием развитой кластерной структуры. В первом приближении аморфное состояние можно рассматривать как замороженную жидкость. Таким образом, можно утверждать, что наблюдаемые структурные особенности в аморфном состоянии образца Al86Ni8Sm6 отражают существенную неоднородность расплава перед закалкой, что непосредственно подтверждается полученными результатами по изучению магнитных свойств в жидком состоянии.

4. ОБСУЖДЕНИЕ

Экспериментально установлено, что при низких температурах изотермические зависимости m(H) для аморфной ленты Al86Ni8Sm6 обладают нелинейностью. Такого рода поведение намагниченности как функции магнитного поля характерно для многих аморфных лент систем Al-ПМ-РЗМ [27,28] и интерпретируется как проявление суперпарамагнитных свойств. Полагая, что наблюдаемые эффекты на исследованном образце обусловлены именно суперпарамагнетизмом, проведем анализ полученных результатов и определим параметры магнито-упорядоченных кластеров, обрабатывая изотермы намагниченности m(H) при T=4 K функцией Ланжевена:

m(H)=ms(coth(x)-1/x) (1),

где ms – намагниченность насыщения, x=mcμ0H/kT (mc – магнитный момент кластера, k - постоянная Больцмана). Так как, кривая m(H) при 4 K обладает малой нелинейностью, дополнительно определим величину ms, экстраполируя полученные значения намагниченности в область бесконечного поля, а также из ms – эффективный магнитный момент на «средний» атом в сплаве - μ. Для этого представим результаты в виде зависимостей m(H)-1 от 1/H и, соответственно определим значения ms при 1/H→0. Результаты аппроксимации полевых зависимостей намагниченности m(H) обоими методами представлены в таблице 2. Полученные обоими способами величины ms имеют близкие значения, что указывает на надежность полученных данных.

Величины для намагниченности насыщения ms, определенные двумя способами, вполне удовлетворительно согласуются между собой, что указывает на надежность рассчитанных данных. Полученные величины для магнитного момента кластера mc, имеют низкие значения, что может быть связано как с их ферримагнитным порядком [27,28], так и с малым размером самих магнитоупорядоченных структур.

Температурные зависимости магнитной восприимчивости сплава Al86Ni8Sm6 демонстрируют сложный характер, особенно в области высоких температур. Известно, что из всего ряда 4f-элементов самарий, а также европий и иттербий, их сплавы и соединения представляют особый интерес, поскольку демонстрируют зависимости магнитных свойств, нетипичные для лантаноидов [29-32]. Магнитные характеристики сплавов содержащих эти редкоземельные элементы определяются, преимущественно ванфлековским парамагнетизмом, а также эффектами промежуточной валентности. Таким образом, наблюдаемые особенности на кривых χ(T) могут быть обусловлены большим поляризационным парамагнитным вкладом (ванфлековский парамагнетизм). Проведем анализ полученных экспериментальных данных используя процедуру, примененную ранее для описания магнитных свойств чистого самария и диалюминида самария в работе [33]. Аппроксимация температурных зависимостей магнитной восприимчивости χ(T) для изученного сплава выполнена, используя уравнение:

(1),

где χV и χe –магнитная восприимчивость, определяемая парамагнетизмом Ван Флека, с учетом эффектов смешанной валентности и вклад от свободных электронов соответственно. Восприимчивость делокализованных электронов определена по формуле:

(2),

где μB – магнетон Бора, N(Ef) – плотность электронных состояний при уровне Ферми.

Учет вклада промежуточной валентности выполнен в следующем виде:

(3),

где α и (1 – α) – соответствующие доли ионов самария Sm2+ и Sm3+; χ(Sm3+) и χ(Sm2+) рассчитываются по формуле:

, (4),

где gJ - фактор Ланде, Θ – парамагнитная температура Кюри, kB, NA – постоянные Больцмана и Авогадро соответственно,

, .

Используемые для расчетов значения энергетических уровней EJ при различных постоянных экранирования σ были взяты из работ [30,31].

Вклад свободных электронов в общую магнитную восприимчивость сплава был рассчитан по известному соотношению (2), используя значение для плотности электронных состояний N(EF) ≈ 0.2 эВ-1. Указанная величина соответствует значениям N(EF) как для чистых алюминия и самария, так и для их интерметаллических соединений Al11Sm3, Al3Sm, Al2Sm [14,23,34,35]. Кроме того, в наших предыдущих исследованиях показано, что плотность электронных состояний при уровне Ферми для сплавов Al-ПМ-РЗМ [25,26], преимущественно определяется редкоземельным элементом, влияние d-металла на N(EF) является крайне незначительным. Таким образом, взятое нами значение N(EF) ≈ 0.2 эВ-1 для сплава Al86Ni8Sm6 является разумным приближением. Используя указанное значение N(EF) получаем соответствующую величину восприимчивости свободных электронов χe = 2.5×10-7 см3/г.

Согласно (1) разностная кривая χэксп – χe будет определяться парамагнитным вкладом Ван-Флека. На рисунках 6а, б представлены результаты аппроксимации в интервале температур T = K., используя уравнение (4) с учетом χe при различных значениях постоянной экранирования – σ. Теоретические расчеты были выполнены с учетом взаимодействия между ионами Sm3+ т. е. Θ = 0 (рис. 6а) и его наличии (рис.6б). Как видно из рис.6а, б наилучшее согласие расчетных кривых с экспериментальными данными было получено при значении константы экранирования равной 35 и учете взаимодействия между ионами самария Θ = - 15 K. Полученные отрицательные значения парамагнитной температуры Кюри указывают на антипараллельную ориентацию взаимодействующих магнитных моментов (спинов), что подтверждает вывод о ферримагнитным порядке магнитоупорядоченных кластеров в аморфной ленте.

В диапазоне температур от 4K до точки солидус, расчет, сделанный для α=0 (то есть для случая только трехзарядовых ионов самария в матрице) удовлетворительно согласуется с экспериментом. При более высоких температурах, в жидком состоянии, наблюдается существенное разногласие с экспериментом (см. рис.7а, пунктирная линия). Вероятно, при этих температурах начинают проявляться эффекты промежуточной валентности, и появляется заметная доля ионов Sm2+, т. е. происходит частичная локализация 4f-электронов 4f55d16s2 → 4f65d06s2. Изменение валентности с температурой было учтено, используя выражение (3). Варьируя доли ионов Sm3+ и Sm2+, наилучшее согласие с экспериментальными данными для образца Al86Ni8Sm6 получено при значениях α=0.03 при T=920 К и α=0,28 при T=1800 К. Из рассчитанных значений α оценена эффективная валентность самария (Z) в изученном сплаве как функция температуры (см. рис.7б.). Как следует из рисунка, в интервале температур T= К величина Z для сплава Al86Ni8Sm6 изменяется в пределах Кроме того, выявлено, что для изученного сплава изменение эффективной валентности в зависимости от температуры подобно тому, что ранее было обнаружено для интерметаллического соединения Al2Sm [33]. Сравнительный анализ величин Z для обоих образцов показывает, что полученные в данной работе количественные оценки эффективной валентности являются разумными. Более того, в работе [33] показано, что изменение эффективной валентности в зависимости от температуры менее значительно в соединении Al2Sm, чем для чистого редкоземельного металла. Полученный результат был интерпретирован тем, что атомы самария находятся в связанном состоянии, образуя с атомами алюминия устойчивые химические связи. Ступенчатое изменение валентности в точке плавления, полученное для исследованного образца Al86Ni8Sm6 довольно разумно, т. к. подобное поведение Z вблизи фазовых переходов ранее наблюдалось для чистых редкоземельных металлов [33, 38].

Ранее в работах [14,23-26,36] по исследованию магнитных свойств сплавов и соединений Al-РЗМ и Al-ПМ-РЗМ была сформулирована гипотеза о наличии в этих системах химических (направленных и насыщенных) связей между атомами алюминия и РЗМ, причем с частичным вовлечением электронов 4f-уровня. Такого рода химическая связь формирует в расплавах Al-РЗМ и Al-ПМ-РЗМ устойчивые ассоциаты вида Al2РЗМ, которые являются основными структурообразующими элементами в этих системах. Наличие этих ассоциатов и сильное химическое взаимодействие между ними определяет негомогенное строение расплава, что отражается на наличии аномальных изменений свойств в жидком состоянии при существенных перегревах над ликвидусом (см. рис.5), а также обуславливает развитую кластерную структуру в аморфном состоянии (см. рис.1 и рис.2). Таким образом, результаты, полученные в данной работе, подтверждают данную гипотезу. Отметим, что аналогичные данные были получены недавно для сплава Al86Ni8Gd6 [37], что позволяет предположить универсальность предложенной картины для богатых алюминием сплавов Al-ПМ-РЗМ.

5. ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Проведенные исследования стеклообразующего сплава Al86Ni8Sm6 в аморфном, кристаллическом и жидком состоянии выявили следующие особенности:

- в аморфном состоянии методами рентгенографии и просвечивающей электронной микроскопии выявлено наличие развитой кластерной структуры со средним размером образований (группировок) 2-3 нм.

- аморфная лента обладает суперпарамагнитным поведением, вероятно, обусловленным присутствием в аморфной матрице магнитоупорядоченных кластеров с ферримагнитным порядком.

- в жидком состоянии, при существенном перегреве над температурой ликвидус, выявлены особенности на температурной зависимости магнитной восприимчивости, что свидетельствует о структурных изменениях в расплаве.

- магнитная восприимчивость в аморфном, кристаллическом и жидком состоянии характеризуется большим ванфлековским парамагнитным вкладом. Температурные зависимости восприимчивости могут быть удовлетворительно описаны в рамках классической теории Ван Флека только с учетом эффектов смешанной валентности.

Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (гранты , , ) и правительства Свердловской области с использованием оборудования центра коллективного пользования «УРАЛ-M» ИМЕТ УрО РАН.

ЛИТЕРАТУРА

A. Inoue, Amorphous, nanoquasicrystalline and nanocrystalline alloys in Al-based systems // Progress in Materials Science, 1998, v. 43, issue 5, p.365-520. A. Inoue, H. Kimura, K. Amiya, Developments of Aluminum - and Magnesium-Based Nanophase High-Strength Alloys by Use of Melt Quenching-Induced Metastable Phase // Materials Transactions, 2002, v.43, issue 8, p. . S. P. Sun, D. Q. Yi, H. Q. Liu, B. Zang, Y. Jiang, Calculation of glass forming ranges in Al–Ni–RE (Ce, La, Y) ternary alloys and their sub-binaries based on Miedema's model // J. Alloys Compd., 2010, v. 506, issue 1, p. 377-387. H. Yang, J. Q. Wang, Y. Li, Influence of TM and RE elements on glass formation of the ternary Al–TM–RE systems // J. Non-Cryst. Solids, 2008, v. 354 issue 29, p. . G. H. Li, S. P. Pan, J. Y. Qin, Z. H. Zhang, W. M. Wang, Insight into thermodynamics and corrosion behavior of Al–Ni–Gd glassy alloys from atomic structure // Corrosion Science, 2013, v. 66, p. 360-368. N. R. Tailleart, R. Huang, T. Aburada, D. J. Horton, J. R. Scully, Effect of thermally induced relaxation on passivity and corrosion of an amorphous Al–Co–Ce alloy // Corrosion Science, 2012, v. 59, p. 238-248. P. Rizzi, L. Battezzati, Microhardness and devitrification studies of Al–TM–RE alloys // J. Alloys Compd., 2007, v. 434–435, p 36-39. K. Pękała, Electron transport properties of Al–Sm and Al–Sm–Ni amorphous and nanocrystalline alloys // J. Non-Cryst. Solids, 2007, v. 353, issues 8–10, p. 888-892. H. Takatsuji, H. Iiyori, S. Tsuji, K. Tsujimoto, K. Kuroda and H. Saka, Nanometer-Scale Investigation of Al-Based Alloy Films for Thin-Film Transistor Liquid Crystal Display Arrays // MRS Proceedings, 471, doi:10.1557/PROC-471T. Kugimiya, Y. Yoneda, Single Layer Al-Ni Interconnections for TFT-LCDs Using Direct Contacts with ITO and a-Si // KOBELCO Technology Review, 2007, v. 27, p. 8-12. M. Gich, T. Gloriant, S. Suriñach, A. L. Greer, M. D. Baró, Glass forming ability and crystallisation processes within the Al–Ni–Sm system // J. Non-Cryst. Solids, 2001, v. 289, p. 214-220. L. C.R. Aliaga, G. P. Danez, C. S. Kiminami, C. Bolfarini, W. J. Botta, Topological instability and glass forming ability of Al–Ni–Sm alloys // J. Alloys Compd., 2001, v. 509S, p. S141–S144. , , Особенности приготовления объектов для просвечивающей микроскопии из аморфных алюминиевых сплавов // Кристаллография, 2011, т. 56, №3, с. 497-503. N. S. Uporova, S. A. Uporov, V. E. Sidorov, Magnetic susceptibility of Al2RE compounds in crystal and liquid states // Journal of Rare Earths, 2011, v. 29, issue 8, p. 768-771. E. Matsubara, K. Harada, Y. Waseda, H. S. Chen, A. Inoue, T. Masumoto, X-ray diffraction study of amorphous Al77.5Mn22.5 and Al56Si30Mn14 alloys // J. Mater. Sci., 1988, v. 23, p. 753-756. L. Zhang, Y. Wu, X. Bian, H. Li, W. Wang, S. Wu, Short-range and medium-range order in liquid and amorphous Al90Fe5Ce5 alloys // J. Non-Cryst. Solids, 2000, v. 262, p. 169-176. Y. E. Kalay, L. S. Chumbley, M. J. Kramer, I. E. Anderson, Local structure in marginal glass forming Al–Sm alloy // Intermetallics, 2010, v. 18, p. *****i LI, Wei-min WANG, Hai-jian MA, Gui-hua LI, Jing-yu QIN, Zhong-hua ZHANG, Xing-wei TANG, Correlation between pre-peak in structure factor and physical properties in Al-based amorphous alloys // Trans. Nonferrous Met. Soc. China, 2011, v. 21, p. 80-87. A. Inoue, H. Tomioka, T. Masumoto, Mechanical properties of ductile Fe-Ni-Zr and Fe-Ni-Zr (Nb or Ta) amorphous alloys containing fine crystalline particles // J. Mater. Sci., 1983, v. 18, p. 153. H. W. Yang, J. Wen, M. X. Quan, J. Q. Wang, Evaluation of the volume fraction of nanocrystals devitrified in Al-based amorphous alloys // J. Non-Cryst. Solids, 2009, v. 355, p. K. Song, X. Bian, X. Lv, J. GuO, G. Li, M. Xie, Compositional dependence of glass-forming ability, medium-range order, thermal stability and liquid fragility of Al–Ni–Ce-based amorphous alloys // Material Science and Engineering A, 2009, v. 506, p. 87–93. C. Tang, Y. g Du, J. Wang, H. Zhou, L. Zhang, F. Zheng, J. Lee, Q. Yao, Correlation between thermodynamics and glass forming ability in the Al–Ce–Ni system // Intermetallics, 2010, v. 18, p. 900–906. V. E.Sidorov, O. A. Gornov, V. kov, L. D. Son, V. G. Shevchenko, V. I. Kononenko, K. Yu. Shunyaev, Magnetic studies of intermetallic compounds Al3R (Al11R3) both in the solid and liquid states // J. Non-Cryst. Solids, 2007, v. 353, issues 32-40, p. 3094. V. Sidorov, O. Gornov, kov, L. Son, R. Ryltsev, S. Uporov, V. Shevchenko, V. Kononenko, K. Shunyaev, N. Ilynykh, G. Moiseev, T. Kulikova, D. Sordelet, Physical properties of Al–R melts // Material Science and Engineering A, 2007, v. 449-451, p. 586-589. , , Магнитная восприимчивость стеклообразующих сплавов Al-Co-R (R = Ce, Dy) при высоких температурах, Теплофизика высоких температур, 2010, т. 48, №. 4, с. 521–530. , , В. И.. Ладьянов, , Теплофизика высоких температур, 2012, т. 50, №. 5, с. 653–658. A. Chrobak, B. Kotur, T. Mika, G. Haneczok, Effect of Gd and Fe doping on magnetic properties of Al87Y5Ni8 amorphous alloy // J. Magn. Magn. Mater., 2009, v. 321, p. 2767–2771. A. Chrobak, A. Ślebarski, G. Haneczok, B. Kotur, Spin-glass-like behavior and related properties of aluminum-based Al−Y−RE−Ni (RE=Gd, Dy) amorphous alloys // J. Appl. Phys., 2011, v. 110, p. 113908.

29. , Аномальное поведение электросопротивления и ТЭДС металлического самария при высоких температурах // Письма в ЖЭТФ, 1972, т 15, № 6, с. 326.

С. Араж, , Новые исследования редкоземельных металлов, Мир, Москва, 1964, с.100-136. S. Arajs, Paramagnetic Behavior of Polycrystalline Samarium from 300°K to 1400°K // Phys. Rev., 1960, v. 120, p. 756.

32. , , Электронная структура, физические свойства и корреляционные эффекты в d - и f - металлах и их соединениях, УрО РАН, Екатеринбург, 2004, 472 с.

, , Высокотемпературные исследования магнитной восприимчивости самария и соединения Al2Sm // ЖЭТФ,2012, т. 141 № 2, с. 319. H. J. Gotsis and I. I. Mazin, Ferromagnetism and spin-orbital compensation in Sm intermetallics // Phys. Rev. B, 2003, v. 68, p. 224427. U. Schwingenschlögl, C. Schuster, Geometry effects at atomic-size aluminium contacts // Chem. Phys. Lett., 2007, v. 439, issues 1–3, p. 143. R. E. Ryltsev, L. D. Son, Statistical description of glass-forming alloys with chemical interaction: Application to Al–R systems // Physica B: Condensed Matter, 2011, v. 406, issue 19, p. . T. V. Kulikova, V. kov, A. A. Belozerova, A. M. Murzakaev, R. E. Ryltsev, Crystallization kinetics of Al86Ni8Gd6 amorphous alloy // J. Non-Cryst. Sol., 2013, v. 378, p. 135–138.

38. A. Yu. Kuznetsov, V. P. Dmitrieev, O. I. Bandilet and H.-P. Weber, High-temperature fcc phase of Pr: Negative thermal expansion and intermediate valence state // Phys. Rev. B, 2003, v. 68, p. 064109.

Таблица 1. Термические параметры, определенные для образца аморфной ленты Al86Ni8Sm6

Состав

Tx1, K

Tx2, K

Tx3, K

Tx4, K

ΔH1,

Дж/г

Ts, K

Tl, K

Tx1/Tl

ΔTm, K

α,%

Al86Ni8Sm6

445

592

620

665

20.9

899

1139

0.385

6.0

0.33

Таблица.2. Намагниченность насыщения и величины магнитных моментов определенные методом экстраполяции на бесконечное поле (ms, μ), и путем аппроксимации функцией Ланжевена (ms, mc) для аморфного сплава Al86Ni8Sm6.

Сплав	Экстраполяция H→∞	Аппроксимация функцией Ланжевена
ms, см3×Гс/г	μ, µБ	ms, см3×Гс/г	mc, µБ
Al86Ni8Sm6	17	1.4	15	2.1

Подписи к рисункам:

Рис.1 Дифракционная картина, полученная для закаленного сплава Al86Ni8Sm6.

Рис.2 ПЭМ изображения аморфного сплава Al86Ni8Sm6.

Рис.3. Термограмма процессов кристаллизации (а) и плавления (б) протекающих в образце Al86Ni8Sm6, полученные при скорости 8 К/мин.

Рис.4. Изотермические зависимости намагниченности m(H) (а) и температурная зависимость обратной восприимчивости для аморфного образца Al86Ni8Sm6 (б).

Рис.5. Температурная зависимость магнитной восприимчивости сплава Al86Ni8Sm6; на вставке кривые χ(T) для аморфного образца, полученные в нагреве (серые символы) и последующем охлаждении (светлые символы).

Рис.6 Температурные зависимости обратной магнитной восприимчивости: экспериментальные данные - выколотые символы, гладкие линии расчет при различных константах экранирования (указаны на панелях цифрами). Левый рисунок – без учета взаимодействия магнитных моментов самария, правый – с учетом взаимодействия (Θ = -15 K).

Рис. 7. (а) Температурные зависимости обратной магнитной восприимчивости, светлые символы (вибрационный метод), черные (метод Фарадея) – эксперимент, сплошные линии – расчет при σ = 35 и Θ = -15 без учета (пунктирная кривая) и с учетом эффективной валентности Z (светлая сплошная кривая). (б) Соответствующие изменения Z как функции температуры для сплава Al86Ni8Sm6 и соединения Al2Sm [33].