1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Физика металлов и металловедение
  4. T. 120, № 7, 2019

Физика металлов и металловедение, 2019, T. 120, № 7, стр. 725-730

Влияние химической связи на термическую стабильность Cu–Zr–Al-объемных металлических стекол с Cu–Zr-основой

Айлон Чжан a, *, Дин Чень b, Чженьхуа Чень b, Йонфу Лон a, Янь Ли a, Шенхуи Ван a, Лей Ма a, Цзинпин Чжан a

a Факультет физики и электроники, Хунаньский университет искусств и наук
415000 Хунань, Чандэ, Китай

b Факультет материаловедения и технологии материалов, Центральный Южный университет
410082 Хунань, Чанша, Китай

* E-mail: islandwithfire@hotmail.com

Поступила в редакцию 14.09.2017
После доработки 09.07.2018
Принята к публикации 30.01.2019

Полный текст (PDF)

Аннотация

Выполнены расчеты химической энтальпии ∆Hc,l образования жидких Cu–Zr–Al-объемных металлических стекол (ОМС) на основе системы Cu–Zr. Результаты получены в широком интервале варьируемых ОМС-составов, в рамках модели их эффективной кластерной упаковки (ECP). Расчет был проведен с целью изучения влияния химической связи между разными компонентами указанных ОМС на их термостабильность. Установлено, что химическая связь между Al- и Zr-составляющими более существенно, нежели Cu–Zr-связь, сказывается на термической стабильности Cu–Zr–Al ОМС на основе системы Cu–Zr с таким же соотношением компонентов Cu/Zr. При этом для данных ОМС характерна жесткая корреляция между их термической и химической стабильностью. Полученные результаты могут быть полезны для понимания механизмов, лежащих в основе процессов кристаллизации металлических стекол.

Ключевые слова: металлические стекла, термическая стабильность, микроструктура, физические свойства

ВВЕДЕНИЕ

Металлические стекла метастабильны с точки зрения термодинамики и релаксируют при нагревании до более стабильных, кристаллических состояний. Важно рассчитать или предсказать саму термическую стабильность металлических стекол, которая в общем случае может быть охарактеризована либо величиной температуры кристаллизации Tx, либо степенью переохлаждения расплавленной области материала, ∆Tx = Tx – Tg (Tg – температура стеклования).

Для установления взаимосвязи между указанными параметрами и термической стабильностью металлических стекол, неоднократно проводили теоретический (модельный), либо полуэмпирический анализ соответствующих экспериментальных данных. Авторы [1] нашли линейную зависимость между Tx и энтальпией образования незаполненного узла элементарной ячейки (∆Hh) для Zr1 – xNix металлических стекол. Авторы [2] установили линейную зависимость между ∆Tx и энтальпией образования аморфной фазы (∆H am) в типичных объемных металлических стеклах (ОМС). Авторы [3] и [4] посредством статистического регрессионного анализа для оценки термической стабильности металлических стекол получили похожие полуэмпирические уравнения. Авторы [5], используя аналогичный статистический подход, нашли линейную связь между Tx и энергией образования полости соответствующих размеров приблизительно в девятистах случаях металлических стекол.

В наших предыдущих работах мы установили линейную зависимость отрицательного значения разницы между величинами термодинамического потенциала Гиббса ∆Ga аморфного и кристаллического состояний от температуры кристаллизации Tx для многих типичных ОМС, хотя и в узкой области их составов [6–8]. Линейная взаимосвязь между Tx и ∆Ga представляется весьма полезной для предсказания термической стабильности металлических стекол иных многокомпонентных систем и новых составов. Кроме того, мы обнаружили, что Cu–Zr кластеры играют далеко не последнюю роль в определении термической стабильности Cu–Zr–Al ОМС на Cu–Zr-основе, и указанная линейная зависимость верна для ОМС указанного класса только с тем же самым весовым соотношение компонентов Cu/Zr [8]. Система Cu–Zr–Al является идеально подходящей для проведения анализа термической стабильности Cu–Zr–Al ОМС благодаря относительной простоте своих химических составляющих, причем сама система является объектом изучения уже несколько десятилетий. ОМС как системы Cu–Zr–Al в целом, так и системы Cu–Zr с небольшими добавками Al в частности, можно рассматривать как отличные структурные материалы благодаря своим превосходным механическим свойствам. Вместе с тем широкое признание получило то обстоятельство, что учет химической стабильности (прочности химической связи) не менее важен при прогнозировании термической стабильности металлических стекол. Это делает необходимым также проанализировать влияние указанной химической связи на термическую стабильность выбранных для исследования Cu–Zr–Al ОМС на основе системы Cu–Zr.

МЕТОДИКА РАСЧЕТА

Символом ∆Hc,l будем обозначать химическую энтальпию образования сплава в жидком состоянии. В общем виде она представляет величину химической связи между атомами-компонентами и химической стабильности многокомпонентных систем и в рамках подхода Кёхлера может быть записана в следующем виде [9]:

(1)
$\Delta {{H}^{{{\text{c,l}}}}} = \sum\limits_{i \ne j} {({{{{x}_{i}}{{x}_{j}}} \mathord{\left/ {\vphantom {{{{x}_{i}}{{x}_{j}}} {x_{i}^{*}x_{j}^{*})}}} \right. \kern-0em} {x_{i}^{*}x_{j}^{*})}}} \Delta H_{{ij}}^{{\text{c}}}(x_{i}^{*},x_{j}^{*}),$
где $x_{i}^{*} = {{{{x}_{i}}} \mathord{\left/ {\vphantom {{{{x}_{i}}} {({{x}_{i}}}}} \right. \kern-0em} {({{x}_{i}}}} + {{x}_{j}}),$ $\Delta H_{{ij}}^{{\text{c}}}(x_{i}^{*},x_{j}^{*})$ – соответствующий химический вклад в случае бинарного сплава, который может быть представлен как

(2)
$\Delta H_{{ij}}^{{\text{c}}}(x_{i}^{*},x_{j}^{*}) = \Delta {{H}^{{{\text{amp}}}}}x_{i}^{*}{{[{{V}_{i}}({\text{alloy)}}]}^{{{2 \mathord{\left/ {\vphantom {2 3}} \right. \kern-0em} 3}}}}{{f}_{{ij}}},$
(3)
${{f}_{{ij}}} = x_{j}^{S}\left[ {1 + \eta {{{(x_{i}^{S}x_{j}^{S})}}^{2}}} \right],$
(4)
$x_{j}^{S} = \frac{{{{x}_{j}}V_{j}^{{{2 \mathord{\left/ {\vphantom {2 3}} \right. \kern-0em} 3}}}}}{{{{x}_{i}}V_{i}^{{{2 \mathord{\left/ {\vphantom {2 3}} \right. \kern-0em} 3}}} + {{x}_{j}}V_{j}^{{{2 \mathord{\left/ {\vphantom {2 3}} \right. \kern-0em} 3}}}}}.$

Здесь $\Delta {{H}^{{{\text{amp}}}}}$ – некая амплитуда, обусловленная перераспределением плотности электронных состояний в процессе легирования компонент с номерами i и j, ${{V}_{i}}({\text{alloy)}}$ – атомный объем i-ой компоненты сплава, ${{f}_{{ij}}}$ – фактор, введенный для учета степени окружения атомов сорта i в рассматриваемом сплаве атомами сорта j. Подгоночный параметр $\eta $ в (3) для фактора ${{f}_{{ij}}}$ выбирали равным 0, 5 и 8 для случаев твердого раствора, аморфной фазы и фазы химического соединения, соответственно, как было предложено Уибером в [10].

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

На рис. 1 представлены экспериментальные значения Tx [12] в зависимости от содержания Al для (Cu0.618Zr0.382)100 – xAlx, (Cu0.56Zr0.44)100 – xAlx, (Cu0.457Zr0.543)100 – xAlx, (Cu5/13Zr8/13)100 – xAlx и (Cu0.276Zr0.724)100 – xAlx, богатых медью и цирконием Cu–Zr–Al ОМС. В большинстве случаев считается, что такие определяющие термостабильность факторы, как температура плавления [13], скорость нагрева и тип выбираемых для производства технологических процедур, управляют величиной Tx. Получение экспериментальных значений Tx мы осуществляли при одинаковых условиях с целью исключить влияние перечисленных факторов на Tx. Показано, что Tx непрерывно возрастает с увеличением содержания Al в случаях (Cu5/13Zr8/13)100 – xAlx и (Cu0.276Zr0.724)100 – xAlx ОМС. Однако в случаях (Cu0.618Zr0.382)100 – xAlx, (Cu0.56Zr0.44)100 – xAlx и (Cu0.457Zr0.543)100 – xAlx ОМС такое увеличение было только сначала, а затем имело место слабое уменьшение с ростом содержания Al. Аналогичный результат был получен для аморфных Zr65 Alx Cu35 – x сплавов [14].

Рис. 1.

Зависимость Tx от содержания Al, для пяти групп Cu–Zr–Al ОМС.

Значения ∆Hc,l, рассчитанные для этих ОМС, и экспериментальные значения Tx представлены в табл. 1 и в виде графиков на рис. 2. Ясно, что для случаев (Cu5/13Zr8/13)100 – xAlx и (Cu0.276Zr0.724)100 – xAlx ОМС величина Tx монотонно возрастает с уменьшением ∆Hc,l. Однако для случаев (Cu0.618Zr0.382)100 – xAlx, (Cu0.56Zr0.44)100 – xAlx и (Cu0.457Zr0.543)100 – xAlx ОМС, первоначальное возрастание температуры кристаллизации Tx затем сменяется некоторым снижением, с одновременным падением ∆Hc,l.

Таблица 1.

Значения ∆Hc, l и Tх для пяти групп Cu–Zr–Al ОМС

Группа ОМС Базовый кластер [12] ΔEact кластера, эВ [15] Состав ∆Hc, l, кДж/моль Tх, K [12]
(Cu0.618Zr0.382)100 – xAlx Cu8Zr5 ≈5.37  Cu60.3Zr37.2Al2.5 –33.7 794
Cu59.6Zr36.9Al3.5 –35.3 802
Cu58.7Zr36.3Al5 –37.6 803
Cu58.1Zr35.9Al6 –39.1 799
(Cu0.56Zr0.44)100 – xAlx Cu6Zr 5.40 Cu54Zr42.5Al3.5 –35.6 765
Cu53.2Zr41.8Al5 –37.9 781
Cu52.4Zr41.1Al6.5 –39.3 800
Cu51.5Zr40.5Al8 –42.5 790
(Cu0.457Zr0.543)100 – xAlx Cu5Zr6 ≈3.87  Cu43.9Zr52.1Al4 –34.3 733
Cu42.8Zr50.9Al6.3 –37.9 753
Cu41.8Zr49.6Al8.6 –40.4 775
Cu40.7Zr48.4Al10.9 –44.9 782
Cu39.7Zr47.1Al13.2 –48.3 769
(Cu5/13Zr8/13)100 – xAlx Cu5Zr8 ≈3.98 Cu36Zr58.7Al5.3 –33.3 722
Cu35.3Zr57.6Al7.1 –36.1 737
Cu34.4Zr51.6Al9.5 –39.6 756
Cu33.7Zr55Al11.3 –42.7 760
Cu33.1Zr53.9Al13 –45.3 768
(Cu0.276Zr0.724)100 – xAlx – Cu26.1Zr68.5Al5.4 –27.9 710
Cu25.3Zr66.3Al8.4 –32.9 728
Cu24.4Zr64.1Al11.5 –37.9 736
Cu23.6Zr61.9Al14.5 –42.6 740
Cu23.1Zr60.5Al16.4 –45.6 745
Рис. 2.

Зависимость Tx от ∆Hc,l, для пяти групп Cu–Zr–Al ОМС.

На рис. 3 представлена зависимость Tx от атомного содержания Cu и Zr в ОМС. В сравнении с рис. 1, имеет место противоположная ситуация.

Рис. 3.

Зависимость Tx от содержания Cu и Zr, для пяти групп Cu–Zr–Al ОМС.

Недавно Миракл (Miracle), автор работ [16–18], предложил рассматривать модель эффективной кластерной упаковки (ECP-модель) для объяснения некоторых экспериментальных наблюдений, касающихся микроструктуры металлических стекол, таких как ближний атомный порядок (БАП), средний атомный порядок (САП) и удивительно высокую плотность в сравнении с их кристаллическими аналогами. В ECP-модели полагается, что атомы растворителя Ω и атомы растворенных элементов α в пределах первой координационной сферы образуют кластеры, а атомы растворенных элементов β и γ занимают в этих кластерах октаэдрические и тетраэдрические позиции атомов внедрения соответственно. В этой модели по соглашению принято, что самыми крупными по размеру являются атомы сорта α, атомы сорта β и сорта γ полагаются меньших размеров.

В системе Zr–Cu–Al атомный радиус составляющих сплав компонентов Cu, Zr и Al равен 0.127, 0.158 и 0.143 нм соответственно [16]. Значения химической энтальпии смешения компонентов по данным [19] оказываются равными 44 (Zr–Al), 23 (Zr–Cu) и 1 кДж/моль (Cu–Al). Мы выбираем атомы циркония как растворителя для занятия ими узлов Ω-типа. В нашей модели в α-узлах мы располагаем атомы Al, для того чтобы организовать эффективно упакованные α-кластеры с сильной химической связью атомов, их составляющих. При этом каждый атом Al оказывается в окружении шести атомов Zr. Атомы растворенной меди могут занимать как β, так и γ-узлы, причем одновременно; или занимать β-узлы при незаполненных γ-узлах; или занимать γ-узлы при незаполненных β-узлах. Перечисленным вариантам заполнения подрешеток соответствуют рассчитанные составы с высокой стеклообразующей способностью: Zr60Cu30Al10, Zr75Cu12.5Al12.5 и Zr67Cu22Al11 [20, 21].

Составы (Cu5/13Zr8/13)100 – xAlx и (Cu0.276Zr0.724)100 – xAlx ОМС близки к Zr60Cu30Al10 и Zr67Cu22Al11 соответственно. Это указывает на то, что α-кластеры с крепкой Al–Zr связью преобладают в кластерной структуре этих ОМС. В то же время оказывается, что антиструктурные дефекты (например, медь, заполняющая Ω-узлы) реализуются в этих ОМС при соотношении атомов Zr/Al меньше 6. А в 175 случаях бинарных металлических стекол обнаружено, что атомы аналогичных растворенных элементов занимают узлы и подрешетки растворителя [22]. При этом αhкластеры с наличием Al–Zr связанных пар и антиструктурных дефектов – кластеры, в которых химическая связь между атомами Al и Cu характеризуется значительно меньшими отрицательными значениями химической энтальпии смешения (–1 кДж/моль). Они не только демонстрируют значительно меньший темп увеличения своей химической стабильности в сравнении с бездефектными (в указанном смысле) α-кластерами с наличием Al–Zr-связей, но и проявляют снижение эффективности своей упаковки. Таким образом, обеспечивается увеличение как подвижности составляющих их атомов, так и термической стабильности Cu–Zr–Al ОМС во время протекания процесса кристаллизации. В ОМС с отношением числа атомов Zr/Al больше 6 возникает необходимость рассматривать добавление другого кластера, в котором атом Cu окружен атомами Zr. Такие кластеры появляются также и в (Cu0.618Zr0.382)100 – xAlx, (Cu0.56Zr0.44)100 – xAlx и (Cu0.457Zr0.543)100 – xAlx ОМС. Но вследствие такой обогащенности по меди во всех указанных ОМС приходится учитывать наличие дополнительного типа кластера, в котором атомы Zr окружены атомами Cu.

Из рис. 1, 2 и табл. 1 можно видеть, что α кластер с наличием крепких Al–Zr-связей играет положительную роль в увеличении термической стабильности (Cu5/13Zr8/13)100 – xAlx и (Cu0.276Zr0.724)100 – xAlx ОМС. Такой α кластер является фактором стабилизации соответствующих жидких сплавов, таким образом, улучшая термическую стабильность этих ОМС. Рост силы Al–Zr-связи, имеющий место как результат увеличения содержания Al, приводит к прогрессирующему уменьшению силы химической связи (∆Hc,l). Это ведет к росту химической стабильности, таким образом увеличивая термическую стабильность этих ОМС в той же группе составов.

Нелинейность корреляции между Tx и содержанием Al, а также между Tx и ∆Hc,l ОМС составов (Cu5/13Zr8/13)100 – xAlx и (Cu0.276Zr0.724)100 – xAlx, можно объяснить относительно слабым влиянием антиструктурных дефектов на термическую стабильность ОМС. Усиление Al–Zr-связи, имеющей большую (по абсолютной величине) отрицательную химическую энтальпию смешения (–23 кДж/моль), вносит положительный вклад в химическую стабильность ОМС. Таким образом, происходит быстрый рост термической стабильности ОМС с увеличением содержания алюминия. Для ОМС с соотношением содержания Zr/Al больше или равным 6, из-за увеличения числа антиструктурных дефектов характерна тенденция к замедленному росту химической стабильности и, как следствие, термической стабильности самих ОМС, при дальнейшем увеличении в них содержания алюминия.

Аналогичная ситуация имеет место в случае (Cu0.618Zr0.382)100 – xAlx, (Cu0.56Zr0.44)100 – xAlx и (Cu0.457Zr0.543)100 – xAlx ОМС. Сначала усиливается Al–Zr-связь, соответствующая растущему содержанию Al, что приводит к прогрессивному уменьшению величины химической связи (∆Hc,l). В свою очередь, это ведет к росту химической стабильности, таким образом увеличивая и термическую стабильность рассматриваемых ОМС. При дальнейшем увеличении содержания Al наблюдается снижение термической стабильности ОМС, что является также следствием присутствия антиструктурных дефектов, в которых большее число атомов Zr оказывается замененным на атомы Cu вследствие большего содержания меди в сравнении со случаем (Cu5/13Zr8/13)100 – xAlx и (Cu0.276Zr0.724)100 – xAlx ОМС. Как отмечено выше, и медленное увеличение химической стабильности, и резкое снижение эффективности рассматриваемой упаковки (случай, отвечающий увеличению числа антиструктурных дефектов) ведут к уменьшению термической стабильности данных ОМС.

На основании данных рис. 1, 2 и табл. 1 можно прийти к заключению, что элементные составы ОМС, для которых соотношение Zr/Al равно 6, знаменуют собой поворотные точки для всех пяти групп Cu–Zr–Al ОМС на основе системы Cu–Zr. Кластеры α с совершенной Al–Zr-связью составляют основную часть кластерной структуры и вносят положительный вклад в термическую стабильность соответствующих ОМС (стекол, для которых соотношение Zr/Al равно или превышает 6). В то же время α-кластеры с Al–Zr-связями, содержащие антиструктурные дефекты, при своем появлении приводят к противоположному эффекту, оказываемому на термическую стабильность соответствующих ОМС (стекол, для которых Zr/Al-соотношение меньше 6). Сказанное подразумевает, что реализация различных микроструктур, соответствующих различному соотношению содержания Zr/Al, в процессе кристаллизации ведет к образованию различных кристаллических фаз. Авторы [23] также отметили, что в Zr65AlxCu35 – x (x = 0–7.5 ат. %) аморфных сплавах (где Zr/Al отношение больше 8.7) образующаяся кристаллическая фаза оказывается иной, нежели чем в случае Zr65AlxCu35 – x (x = 10–20 ат. %) аморфных сплавов (где Zr/Al-отношение меньше 6.5).

Из данных рис. 1–3 и табл. 1 следует, что ОМС с большей энергией активации Cu–Zr-кластеров, ΔEact, обнаруживают и относительно более высокую термическую стабильность. Это говорит о том, что наличие кластеров на Cu–Zr-основе оказывает важное влияние на термическую стабильность для различных групп ОМС.

Авторы [12] отметили, что структуру тройных Cu–Zr–Al ОМС можно рассматривать как состоящую из кластеров на Cu–Zr основе и атомов Al, выполняющих связующую функцию. При этом следует ожидать, что в основе термической стабильности Cu–Zr–Al ОМС на Cu–Zr основе всегда будет лежать химическая стабильность Cu–Zr-связи. Однако для одной и той же ОМС группы величина Tx уменьшается с увеличением числа Cu/Zr пар; это можно видеть на рис.3. Как уже обсуждали, указанное обстоятельство свидетельствует о том, что в пределах одной и той же группы ОМС Al–Zr-связь оказывает более существенное влияние на термическую стабильность Cu–Zr–Al ОМС именно на Cu–Zr-основе. Резкое снижение числа Al–Zr-кластеров с характерными для них большими (по абсолютной величине) отрицательными значениями химической энтальпии смешения в сравнении со случаем Cu‒Zr-кластеров, с ростом числа Cu/Zr-пар ведет к снижению химической стабильности и как следствие, к снижению термической стабильности.

4. ВЫВОДЫ

1. Al–Zr химическая связь существенным образом сказывается на термической стабильности Cu–Zr–Al ОМС на Cu–Zr-основе с одинаковым соотношением Cu/Zr.

2. Антиструктурные дефекты оказывают относительно слабое влияние на термическую стабильность Cu–Zr–Al ОМС на Cu–Zr-основе с одинаковым соотношением Cu/Zr.

3. Термическая стабильность Cu–Zr–Al ОМС на Cu–Zr-основе обнаруживает тесную корреляцию с их химической стабильностью.

4. Полученные результаты доказывают, что ECP-модель адекватно описывает микроструктуру Cu–Zr–Al ОМС на Cu–Zr-основе.

Это исследование было поддержано грантом (№ 13101009) Хунаньского университета искусств и наук, Китай.

Список литературы

  1. Buschow K.H.J., Beekman N.M. Thermal stability and electronic properties of amorphous Zr–Co and Zr–Ni alloys // Phys. Rev. B. 1979. V. 19. P. 3843–3849.

  2. Xia M., Zhang S., Li J., Ma C. Thermal stability and its prediction of bulk metallic glass systems // Appl. Phys. Lett. 2006. V. 88. 261913.

  3. Fang S.S., Xiao X.S., Xia L., Wang Q., Li W.H., Dong Y.D. Effects of bond parameters on the widths of supercooled liquid regions of ferrous BMGs // Intermetallics. 2004. V. 12. P. 1069–1072.

  4. Liu W.Y., Zhang H.F., Wang A.M., Li H., Hu Z.Q. New criteria of glass forming ability, thermal stability and characteristic temperatures for various bulk metallic glass systems // Mater. Sci. Eng. A. 2007. V. 459. P. 196–203.

  5. Takeuchi A., Inoue A. Calculations of Crystallization Temperature of Multicomponent Metallic Glasses // Mater. Trans. 2002. V. 43. P. 2275–2284.

  6. Zhang A., Chen D., Chen Z. Thermodynamic analysis of Gd–Ni(Co)–Al bulk metallic glasses // Phil. Mag. Lett. 2009. V. 89. P. 59–65.

  7. Zhang A., Chen D., Chen Z. Predicting the thermal stability of RE-based bulk metallic glasses // Intermetallics. 2010. V. 18. P. 74–76.

  8. Zhang A., Chen D., Chen Z. Effect of Cu/Zr content ratio on the thermal stability of Cu–Zr-rich Cu–Zr–Al BMGs // Philos. Mag. Lett. 2013. V. 93. P. 283–291.

  9. Rodríguez C., Barbiric D.A., Pepe M.E., Kovacs J.A., Alonso J.A., Hojvat de Tendler R. Metastable phase stability in the ternary Zr–Fe–Cr system // Intermetallics. 2002. V. 10. P. 205–216.

  10. Weeber A. Application of the Miedema model to formation enthalpies and crystallization temperatures of amorphous alloys // J. Phys. F: Met. Phys. 1987. V. 17. P. 809–813.

  11. De Boer F.R., Boom R., Mattens W.C.M., Miedema A.R., Niessen A.K. Cohesion in metals. Amsterdam, North-Holland, 1998.

  12. Wang Q., Dong C., Qiang J., Wang Y. Cluster line criterion and Cu–Zr–Al bulk metallic glass formation // Mater. Sci. Eng. A. 2007. V. 449–451. P. 18–23.

  13. Cui X., Zhang Q.D., Li X.Y., Zu F.Q. On crystallization behavior and thermal stability of Cu64Zr36 metallic glass by controlling the melt temperature // J. Non-Cryst. Solids. 2016. V. 452. P. 336–341.

  14. Inoue A. High strength bulk amorphous alloys with low critical cooling rates // Mater. Trans. 1995. V. 36. P. 866–875.

  15. Buschow K.H.J. Short-range order and thermal stability in amorphous alloys // J. Phys. F: Met. Phys. 1984. V. 14. P. 593–607.

  16. Miracle D.B. The efficient cluster packing model–An atomic structural model for metallic glasses // Acta. Mater. 2006. V. 54. P. 4317–4336.

  17. Miracle D.B. A structural model for metallic glasses // Nature. Mater. 2004. V. 3. P. 697–702.

  18. Miracle D.B., Sanders W.S., Senkov O.N. The influence of efficient atomic packing on the constitution of metallic glasses // Phil. Mag. 2003. V. 83. P. 2409–2428.

  19. Takeuchi A., Inoue A. Classification of bulk metallic glasses by atomic size difference, heat of mixing and period of constituent elements and its application to characterization of the main alloying element // Mater. Trans. 2005. V. 46. P. 2817–2829.

  20. Zhang A., Chen D., Chen Z. Predicting the eutectic compositions of four multicomponent alloy systems by a simple approach // J. Alloys Compd. 2011. V. 509. P. 648–650.

  21. Zhang A., Chen D., Chen Z. Bulk metallic glass-forming region of Cu–Zr binary and Cu–Zr based multicomponent alloy systems // J. Alloys Compd. 2009. V. 477. P. 432–435.

  22. Miracle D.B., Louzguine-Luzgin D.V., Louzguina-Luzgina L.V., Inoue A. An assessment of binary metallic glasses: correlations between structure, glass forming ability and stability // Inter. Mater. Rev. 2010. V. 55. P. 218–256.

  23. Inoue A., Kawase D., Tsai A.P., Zhang T., Masumoto T. Stability and transformation to crystalline phases of amorphous Zr–Al–Cu alloys with significant supercooled liquid region // Mater. Sci. Eng. A. 1994. V. 178. P. 255–263.

Дополнительные материалы отсутствуют.

Инструменты

следующая статья выпуска предыдущая статья выпуска содержание выпуска

Физика металлов и металловедение

Архивы выпусков Информация о журнале Отправить рукопись в журнал