Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования, 2024, № 1

Российская академия наук
ПОВЕРХНОСТЬ
РЕНТГЕНОВСКИЕ, СИНХРОТРОННЫЕ 
И НЕЙТРОННЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ
№1      2024     Январь
Журнал основан в 1982 году 
Выходит 12 раз в год
ISSN: 1028-0960 
Издается под руководством 
Отделения физических наук РАН
Главный редактор
Член-корреспондент РАН А.А. Левченко
Редакционная коллегия:
Г.Е. Абросимова, д.ф.-м.н. (заместитель главного редактора); В.Ю. Аристов, д.ф-м.н.; 
А.С. Аронин, д.ф.-м.н.; А.В. Белушкин, д.ф.-м.н., член-корр. РАН; В.А. Бушуев. д.ф.-м.н.;
Н.В. Волков, д.ф.-м.н.; А.Э. Волошин, д.ф.-м.н.; С.В. Григорьев д.ф.-м.н.;
В.П. Дмитриев, д.ф.-м.н.; А.П. Захаров, д.ф.-м.н.; В.М. Каневский, д.ф.-м.н.;
М.В. Ковальчук, д.ф.-м.н., член-корр. РАН; Д.П. Козленко, д.ф.-м.н.;
О.В. Коновалов, к.ф.-м.н.; С.В. Коновалов, д.т.н.; 
Э.А. Коптелов, д.ф.-м.н. (заместитель главного редактора);
Е.С. Клементьев, к.ф.-м.н. (ответственный секретарь); А.А. Лебедев, д.т.н.; 
Д.В. Рощупкин, д.ф-м.н.; А.В. Солдатов, д.ф.-м.н.; В.Г. Станкевич, д.ф.-м.н.; 
Д.Ю. Чернышов, к.ф.-м.н.; Н.И. Чхало д.ф.-м.н.; Xizhang Chen, PhD
Редакционный совет:
Председатель: В.А. Матвеев, д.ф.-м.н., академик РАН;
В.Л. Аксенов, д.ф.-м.н. член-корр. РАН; Ю.А. Владимиров, д.б.н., академик РАМН;
О.Д. Далькаров, д.ф.-м.н.; В.В. Кведер, д.ф.-м.н., академик РАН;
Г.Н. Кулипанов, д.ф.-м.н., академик РАН; И.Г. Неизвестный, д.ф.-м.н. член-корр. РАН;
Н.Н. Салащенко, д.ф.-м.н., член-корр. РАН; Э.В. Суворов, д.ф.-м.н.
Заведующая редакцией Н.В. Еременко
Научные редакторы: Н.Е. Новикова, О.Н. Хрыкина
Адрес редакции: Москва, ул. Бутлерова, 17а
Телефон: +7 (499) 743-00-32
E-mail: surf@crys.ras.ru
INTERNET: http://www.issp.ac.ru/journal/surface/
Москва
ФГБУ «Издательство «Наука»
© Российская академия наук, 2024
© Редколлегия журнала «Поверхность. 
Рентгеновские, синхротронные и нейронные 
исследования» (составитель), 2024

СОДЕРЖАНИЕ
Номер 1, 2024
Изменение структуры аморфной фазы при термообработке и деформации
Г. Е. Абросимова
3
Магнитная доменная структура микропроводов на основе железа 
после удаления стеклянной оболочки путем скалывания и химического травления
О. И. Аксенов, А. А. Фукс, А. С. Аронин
11
Влияние амплитуды напряженности импульсного магнитного поля 
на параметры магнитопластического эффекта в состаренном алюминиевом сплаве Al–Si–Cu–Fe
Ю. В. Осинская, С. Г. Магамедова, А. В. Покоев
17
Монослой тетраоксо[8]циркулена как материал для водородных хранилищ: 
модель с поправками Бойса–Бернарди в рамках теории функционала электронной плотности 
Е. В. Аникина, Д. В. Бабайлова, М. С. Жилин, В. П. Бескачко
23
Полосы сдвига в аморфных сплавах и их роль в образовании нанокристаллов 
А. С. Аронин, Н. А. Волков, Е. А. Першина
33
Не-друдеподобное поведение фотоиндуцированной диэлектрической проницаемости 
GaAs и Si в гигагерцовом диапазоне частот
В. С. Бутылкин, Г. А. Крафтмахер, П. С. Фишер
41
Ab initio моделирование энергии межфазных границ α-Fe/Fe3C с ориентационными 
соотношениями типа Багаряцкого
А. В. Верховых, А. А. Мирзоев, К. Ю. Окишев, Н. С. Дюрягина
48
Визуализация структурных доменов в монокристалле пниктида железа EuFe2As2
Л. С. Успенская, М. С. Сидельников, К. С. Перваков, В. А. Власенко, Л. Я. Винников
57
Влияние изотермического отжига на оптические свойства 
кристаллов Ca3TaGa3Si2O14
Г. Ю. Деев, Н. С. Козлова, Е. В. Забелина, В. М. Касимова, С. М. Пилюшко, О. А. Бузанов
65
Влияние облучения протонами на оптические свойства и дефектообразование 
в кристаллах Gd3AlxGa5–xO12 (x = 2, 3)
В. М. Касимова, Н. С. Козлова, Е. В. Забелина, О. А. Бузанов, П. Б. Лагов, 
Ю. С. Павлов, Т. В. Кулевой, В. С. Столбунов 
71
Дефекты в h-BN: компьютерное моделирование размерных эффектов
Р. М. Латыпов, С. А. Созыкин, В. П. Бескачко
77
Состав кремния, совместно легированного атомами галлия и фосфора
Н. Ф. Зикриллаев, С. В. Ковешников, Х. С. Турекеев, Б. К. Исмайлов
84
Механизмы формирования и накопления разориентаций в деформируемых металлах и сплавах
Д. Н. Черепанов, Ю.В. Соловьева, В. А. Старенченко
90
Влияние шероховатости поверхности на прочность сапфирового волокна
Д. О. Стрюков, В. М. Кийко, В. Н. Курлов
102
Влияние изгиба отражающих плоскостей на распространение аномальной волны 
при дифракции рентгеновского излучения в кристаллах
И. А. Смирнова, Э. В. Суворов
109

Contents
No. 1, 2024
Changes in the Structure of the Amorphous Phase under Heat Treatment and Deformation
G. E. Abrosimova 
3
Magnetic Domain Structure of Iron-Based Microwires after Removal of the Glass Shell 
by Chipping and Chemical Etching
O. I. Aksenov, A. A. Fuks, A. S. Aronin
11
Influence of the Pulsed Magnetic Field of the Amplitude Strength on the Parameters 
of the Magnetoplastic Effect in Aged Al–Si–Cu–Fe Aluminum Alloy
J. V. Osinskaya, S. G. Magamedova, A.V. Pokoev
17
Tetraoxa[8]circulene Monolayer as Hydrogen Storage Material: Model 
with Boys–Bernardi Corrections within Density Functional Theory
E. V. Anikina, D. V. Babailova, M. S. Zhilin, V. P. Beskachko
23
Shear Bands in Amorphous Alloys and Their Role in the Formation of Nanocrystals
A. S. Aronin, N. A. Volkov, E. A. Pershina
33
Non-Drude-Like Behavior of the Photoinduced Dielectric Permittivity 
of GaAs and Si in the Gigahertz Range Frequencies
V. S. Butylkin, G. A. Kraftmakher, P. S. Fisher
41
Ab Initio Modelling of the Interface Energy α-Fe/Fe3C with the Bagaryatskii Type Orientation
A. V. Verkhovykh, A. A. Mirzoev, K. Yu. Okishev, N. S. Dyuryagina
48
Visualization of Structural Domains in a Single Crystal of Iron Pnictide EuFe2As2
L. S. Uspenskaya, M. S. Sidelnikov, K. S. Pervakov, V. A. Vlasenko, L. Ya. Vinnikov
57
Effect of Isothermal Annealing on the Optical Properties of Ca3TaGa3Si2O14 Crystals
G. Yu. Deev, N. S. Kozlova, E. V. Zabelina, V. M. Kasimova, S. M. Pilyushko, O. A. Buzanov
65
Effect of Proton Irradiation on Optical Properties and Defect Formation in Crystals Gd3AlxGa5–xO12 (x = 2, 3)
V. M. Kasimova, N. S. Kozlova, E. V. Zabelina, O. A. Buzanov, P. B. Lagov, 
Yu. S. Pavlov, T. V. Kulevoy, V. S. Stolbunov
71
Defects in h-BN: Computer Simulation of Size Effects
R. M. Latypov, S. A. Sozykin, V. P. Beskachko
77
Composition of Silicon Jointly Doped with Impurity Atoms of Gallium and Phosphorus
N. F. Zikrillaev, S. V. Koveshnikov, X. S. Turekeev, B. K. Ismailov
84
Mechanisms of Formation and Accumulation of Misorientations in Deformable Metals and Alloys
D. N. Cherepanov, Yu. V. Solov’eva, V. A. Starenchenko
90
Effect of Surface Roughness on the Strength of Sapphire Fiber
D. O. Stryukov, V. M. Kiiko, V. N. Kurlov
102
Effect of the Bending of Reflecting Planes in Crystals on the Propagation of an Anomalous Wave 
in X-Ray Diffraction
I. A. Smirnova, E. V. Suvorov
109

ПОВЕРХНОСТЬ.  РЕНТГЕНОВСКИЕ,  СИНХРОТРОННЫЕ  И  НЕЙТРОННЫЕ  ИССЛЕДОВАНИЯ,  2024,  № 1,  c. 3–10
УДК 539.213:539.26
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ АМОРФНОЙ ФАЗЫ 
ПРИ ТЕРМООБРАБОТКЕ И ДЕФОРМАЦИИ
©   2024 г.    Г. Е. Абросимова*
Институт физики твердого тела им. Ю.А. Осипьяна РАН, Черноголовка, 142432 Россия 
*e-mail: gea@issp.ac.ru
Поступила в редакцию 29.03.2023 г. 
После доработки 29.05 2023 г. 
Принята к публикации 29.05.2023 г.
Исследовано влияние термообработки и деформации на изменение структуры аморфных 
сплавов Co67Fe7Si12B9Nb5, Al87Ni8Y5, Al88Ni6Y6, Al87Ni8Gd5, Al87Ni8La5, Zr50Cu15Ti16Ni19, полученных 
методом скоростной закалки расплава. Установлено, что и термообработка, и деформация ведут 
к образованию гетерогенной структуры, а неоднородности структуры могут быть обусловлены 
как разной концентрацией компонентов (при термообработке), так и разной плотностью 
(концентрацией свободного объема). На ранних стадиях кристаллизации фазовый состав 
формирующейся системы зависит от типа воздействия на аморфную структуру и параметров 
обработки (температура, вид и степень деформации). Размеры нанокристаллов и доля 
нанокристаллической составляющей зависят от предыстории образца.
Ключевые слова: аморфные сплавы, деформация, кристаллизация, нанокристаллы.
DOI: 10.31857/S1028096024010017, EDN: DRJGUN
ВВЕДЕНИЕ
сталлизации структура существенно зависит от 
вида и параметров воздействия на аморфную фазу. При термообработке такими параметрами являются температура и скорость нагрева, а также 
температурный интервал воздействия: выше или 
ниже температуры стеклования происходит кристаллизация. В настоящее время установлено, 
что при кристаллизации аморфной фазы в разных температурных областях (выше и ниже температуры стеклования) происходит образование 
разных кристаллических фаз [3, 4]. В аморфных 
сплавах и температура кристаллизации, и температура стеклования являются кинетическими 
параметрами, но их зависимость от скорости 
нагрева разная. Для многих металлических стекол температура стеклования оказывается выше 
температуры кристаллизации, поэтому для них 
осуществление процесса кристаллизации выше 
температуры стеклования возможно только при 
скоростном нагреве (например, путем прямого 
пропускания тока) [5]. 
Аморфные металлические сплавы вызывают 
интерес как, собственно, твердые тела с неупорядоченной структурой, так и как объекты, являющиеся прекурсорами для создания нанокристаллических материалов. В результате довольно 
долгих исследований структуры аморфной фазы 
металлических сплавов, ее эволюции в пределах 
аморфного состоянияи в процессе ее превращения в равновесную кристаллическую структуру, 
был установлен ряд закономерностей, которые 
позволили наметить пути воздействия на аморфную структуру сплавов с целью получения 
новых материалов со структурой, обеспечивающей улучшенные физико-химические свойства. 
Аморфные металлические сплавы обычно получают методом скоростной закалки расплава. 
Было установлено, что и формирующаяся аморфная структура, и особенности ее кристаллизации зависят не только от химического состава 
сплава, но и от скорости охлаждения расплава, 
температуры расплава перед закалкой, атмосферы, в которой осуществлена закалка, материала 
подложки, на которую выливают расплав и т.д. 
[1, 2]. В свою очередь, формирующаяся при криПри деформировании изменение структуры 
сплава зависит от способа деформации (прокатка, кручение, кручение под давлением, экструзия 
и пр.) и его параметров (температура, нагрузка, 
3

АБРОСИМОВА
4
Отжиг проводили в печи сопротивления, для 
деформирования образцов использовали методы кручения под высоким давлением, многократной прокатки и барической обработки. Деформирование методом кручения под давлением 
осуществляли по стандартной методике [16] при 
давлении 4–6 ГПа при комнатной температуре. 
Деформирование прокаткой проводили на четырехвалковом стане VEB Schwermaschinenbau. 
При барической обработке образцы последовательно закладывали в ячейку высокого давления; 
средой, передающей давление, служил порошок 
гексагонального нитрида бора. 
Структуру образцов исследовали методами 
просвечивающей 
электронной 
микроскопии 
и рентгенографии на рентгеновском дифрактометре SIMENSD-500 с использованием 
CоKα-излучения. В ряде случаев проводили 
съемку с эталоном. Размер образующихся нанокристаллов определялся по рентгенограммам 
с использованием формулы Селякова–Шеррера 
и по темнопольным изображениям, полученным 
с помощью электронного микроскопа.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ
скорость деформирования, продолжительность, 
анизотропия воздействия и т.д.) [6–13]. Естественно, значительную роль играют и характеристики материала – модули Юнга, сдвига. Важно 
отметить и следующее: деформация аморфных 
сплавов и кристаллических материалов происходит по-разному, поскольку дислокаций – носителей деформации в кристаллах – в аморфной фазе 
нет. Как известно, при упругой деформации удлинение линейно зависит от напряжения. При увеличении напряжения эта зависимость отклоняется от линейного закона и для кристаллических, и 
для аморфных сплавов. Если при снятии нагрузки 
форма образца полностью не восстанавливается, 
возникает петля механического гистерезиса, что 
соответствует неупругой деформации материала. 
Энергия, соответствующая площади этой петли, 
расходуется на смещение атомов, находящихся в 
неустойчивых положениях. Величина таких смещений в аморфных сплавах, как правило, примерно на порядок больше, чем в кристаллических 
материалах. Дальнейшая пластическая деформация аморфных сплавов осуществляется путем образования и распространения полос сдвига. Важной особенностью пластической деформации в 
аморфных сплавах является увеличение среднего 
расстояния между атомами в полосах сдвига (рост 
свободного объема) [13–15].
Полученные результаты и их сравнение с 
известными литературными данными касаются 
трех аспектов исследования: образование гетерогенной аморфной структуры (фазовое расслоение 
в пределах аморфного состояния), особенностей 
параметров формирующейся при кристаллизации структуры, а также фазового состава сплавов 
после нагрева и после деформации.
Расслоение аморфной фазы 
при нагреве и деформации
Поскольку большинство физических свойств 
материалов являются структурно-чувствительными, для создания материалов с определенными свойствами необходимо знать процессы, ведущие к формированию той или иной структуры. 
В настоящей работе рассмотрены некоторые 
примеры изменения структуры аморфных сплавов в процессе термического или деформационного воздействия. Исследования проведены 
на сплавах разных групп: ферромагнитные 
(на основе Со), высокопрочные (на основе Al), 
массивные (на основе Zr).
МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
После закалки все исследованные сплавы 
были аморфными и однородными. На рентгенограммах наблюдали типичные для металлических сплавов картины: интенсивный широкий 
диффузный максимум и серия более слабых 
максимумов, интенсивность которых падает 
с ростом угла рассеяния. На рис. 1 показана 
рентгенограмма отожженного сплава Al88Ni6Y6. 
При нагреве вид рентгенограмм заметно меняется: происходит искажение формы первого максимума – появление плеча со стороны больших 
углов (показано стрелкой на рисунке). 
В этом случае диффузный максимум представляет собой суперпозицию двух диффузных 
максимумов, 
соответствующих 
аморфным 
областям с разными радиусами первой координационной сферы (разными кратчайшими 
Аморфные сплавы Co67Fe7Si12B9Nb5, Al87Ni8Y5, 
Al88Ni6Y6, Al87Ni8Gd5, Al87Ni8La5, Zr50Cu15Ti16Ni19 
были получены методом скоростной закалки 
расплава. Слитки сплавов номинального состава 
готовили дуговой плавкой в очищенном аргоне, 
после чего расплавляли и подвергали закалке, 
скорость охлаждения составляла около 106°С/с. 
Для определения химического состава использовали метод локального рентгеноспектрального 
анализа на приставке к сканирующему электронному микроскопу Zeiss Supra 50VP.
ПОВЕРХНОСТЬ. РЕНТГЕНОВСКИЕ, СИНХРОТРОННЫЕ И НЕЙТРОННЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ     № 1     2024

ИЗМЕНЕНИЕ  СТРУКТУРЫ  АМОРФНОЙ  ФАЗЫ
5
Рис. 1. Рентгенограмма сплава Al88Ni6Y6 после отжига. Стрелкой показана область искажения формы 
первого максимума. 
Рис. 2. Рентгенограммы отожженных аморфных 
сплавов Al87Ni8Y5 (1), Al87Ni8Gd5 (2 и на вставке) и 
Al87Ni8La5 (3).
расстояниями между атомами). Такая рентгенограмма соответствует неоднородной аморфной 
фазе, состоящей из областей, различающихся по 
химическому составу. Аналогичные изменения 
наблюдали и в других сплавах. На рис. 2 показаны рентгенограммы нескольких отожженных 
аморфных сплавов. На вставке показано разложение диффузного максимума на составляющие, 
соответствующие двум аморфным фазам.
Было обнаружено, что подобные изменения 
картин рассеяния рентгеновских лучей наблюдают и после деформации. На рис. 3 приведены 
рентгенограммы 
отожженного 
аморфного 
сплава Al88Ni6Y6, представленного на рис. 1, и деформированного прокаткой аморфного сплава 
Al88Ni6Y6.
Рис. 3. Рентгенограммы сплава Al88Ni6Y6 после отжига (1) и прокатки (2). Стрелками показана область 
искажения формы первого максимума.
в La–Ce–Al [28]). Как отмечено выше, изменения структуры при термообработке связаны 
с образованием неоднородностей разного химического состава. В упомянутых выше сплавах 
Ce55Al45, La–Ce–Al наблюдаемые изменения 
связаны с образованием областей разной плотности. Это означает, что в деформированных 
аморфных сплавах существуют еще и области, 
состав которых не отличается от состава матрицы, а расстояния между атомами увеличены 
по сравнению с матрицей. Такими областями 
Следует отметить, что образование областей 
неоднородности 
при 
термообработке 
наблюдали в аморфных сплавах: Pd–Au–Si 
[16], (Mo0.6Ru0.4)100–xBx [17], Ni–Mo–P [18] и ряде 
других [19–27] исследований образования неоднородной аморфной структуры при деформации 
заметно меньше. Среди них следует отметить 
работу [27], авторы которой обнаружили расслоение в металлическом стекле Ce55Al45 под 
действием гидростатического давления. Характерной особенностью такого перехода было значительное увеличение плотности материала при 
сжатии и гистерезис при приложении–снятии 
давления. Аналогичное явление полиаморфизма наблюдали и в других стеклах (например, 
ПОВЕРХНОСТЬ. РЕНТГЕНОВСКИЕ, СИНХРОТРОННЫЕ И НЕЙТРОННЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ     № 1     2024

АБРОСИМОВА
6
являются области локализации пластической 
деформации или полосы сдвига. 
При кажущемся сходстве рентгенограмм, 
анализ интегральной интенсивности дифракционных максимумов (кривая 3) показал, что 
доля нанокристаллов в отожженном образце 
с предварительной прокаткой примерно на 15% 
больше по сравнению с образцом без предварительной обработки. Размер нанокристаллов 
в обоих случаях был одинаков и составлял 7.5 нм. 
Таким образом, при отжиге сплава, подвергнутого предварительной деформации, доля образовавшихся нанокристаллов оказывается больше, 
чем в сплаве без предварительной обработки. Аналогичные результаты наблюдали в [33] для сплавов 
на основе алюминия. Следует также отметить, что 
кристаллизация широко исследованного магнитного сплава Fe–Si–B при термообработке приводит 
к формированию крупнокристаллической структуры, а при деформации – к образованию нанокристаллической [34].
Фазовый состав частично 
кристаллизованных сплавов
Для анализа изменений структуры, связанных 
полосами сдвига, исследовали деформированные образцы сплавов системы, в которых не 
обнаружено расслоения при термообработке. 
Образцы деформировали методами кручения 
под давлением (КВД), многократной прокатки 
(МП) и обработки давлением без кручения. 
В табл. 1 приведены значения радиуса первой 
координационной сферы аморфной фазы R1 и 
полуширины диффузного максимума b. Видно, что после деформации среднее значение 
межатомных расстояний увеличивается, что 
свидетельствует об образовании областей повышенного свободного объема. Следует отметить, 
что при деформировании увеличивается и полуширина диффузного максимума, что свидетельствует о появлении областей с разным радиусом 
первой координационной сферы. Характерно, 
что даже в случае обработки давлением, когда 
радиус первой координационной сферы явно не 
увеличивается, полуширина диффузного максимума также заметно возрастает. Эти значения хорошо согласуются с известными литературными 
данными [29, 30]. 
Согласно работам [9, 31], плотность аморфной фазы в полосах сдвига меньше плотности 
аморфной фазы в остальной матрице на 10%, 
а коэффициент диффузии больше примерно 
на 6 порядков [32], что способствует облегчению 
процессов кристаллизации. 
Кристаллизация аморфной фазы 
при нагреве и деформации
Изменение структуры аморфной фазы в пределах аморфного состояния, естественно, должно оказывать влияние и на процессы кристаллизации. На рис. 4а, 4б показаны рентгенограммы 
сплава Co67Fe7Si12B9Nb5, отожженного при 420°С 
в течение 1 ч после предварительной прокатки и 
без предварительной обработки.
Проведенные исследования показали, что 
в ряде аморфных сплавов кристаллизующиеся 
при термообработке и деформации фазы оказываются разными. Образцы аморфного сплава 
Zr50Cu15Ti16Ni19 деформировали растяжением в 
вакууме при повышенных температурах. При 
температуре деформации выше 611°С происходит кристаллизации аморфной фазы. На рис. 5 
показаны 
рентгенограммы 
разных 
участков 
деформированного образца. Рентгенограмма 1
соответствует части образца, находившейся при 
деформировании в захватах. Эту часть нагревали, 
но не деформировали. Рентгенограмма 2 соответствует центральной части деформированного 
образца. Эта часть находилась при той же температуре, что и часть образца в захватах, и была 
подвергнута деформации. Интенсивность линий 
заметно отличается, понятно, что кристаллизация этой области начинается раньше.
Таблица 1. Условия обработки образцов, значения радиуса первой координационной сферы аморфной фазы 
R1 и полуширины диффузного максимума b
Состав
Обработка
R1, Å
b, град
Fe78.5B9Si12.5
Исходный
2.491
4.693
Fe78.5B9Si12.5
Кручение под давлением 4ГПа; 20°С; 1 оборот
2.497
4.864 
Fe77Si13B10
Исходный
2.482
4.25
Fe77Si13B10
Многократная прокатка
2.483
4.59
Fe77Si13B10
Давление 50 кбар, 1 ч
2.482
4.31
ПОВЕРХНОСТЬ. РЕНТГЕНОВСКИЕ, СИНХРОТРОННЫЕ И НЕЙТРОННЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ     № 1     2024

ИЗМЕНЕНИЕ  СТРУКТУРЫ  АМОРФНОЙ  ФАЗЫ
7
                                                 (а)                                                                                           (б)
Рис. 4. Рентгенограммы сплава Co67Fe7Si12B9Nb5, отожженного при 420°С в течение 1 ч после предварительной 
прокатки (а) и без предварительной обработки (б).
фаза Zr2Cu, образующаяся при деформировании 
сплава, присутствует преимущественно в приповерхностной области, подвергнутой наибольшей 
деформации.
Таким образом, проведенные исследования 
показали следующее. И при термообработке, 
и при деформировании в аморфном образце 
может происходить образование гетерогенной 
структуры, а неоднородности структуры могут 
быть обусловлены как разной концентрацией 
компонентов (при термообработке), так и разной плотностью (концентрацией свободного 
объема). На начальном этапе кристаллизации 
фазовый состав зависит от типа воздействия на 
аморфную структуру сплава. Размеры нанокриСравнение полученных данных с результатами исследований процесса кристаллизации 
сплава Zr50Cu15Ti16Ni19 при термообработке показали следующее. При термообработке сплава 
на первой стадии кристаллизации формируются 
фаза Zr47Ti16Cu14Ni23 со структурой типа Zr6CoAl2
с решеткой, соответствующей пространственной группе P62m с параметрами a = 7.93 Å, c = 
= 3.31 Å; позже, с повышением температуры, образуются фазы Zr49Ti6Ni34Cu11 со структурой типа 
MgZn2 и квазикристаллическая фаза состава 
Zr65Cu10.5Ni21.5Ti3. При деформации кристаллизация начинается с образования квазикристаллической фазы и гексагональной фазы ZrTi(Ni,Cu); 
в дальнейшем образуется небольшое количество 
фазы типа Zr6CoAl2.
Ранее нами было установлено, что при кристаллизации аморфного сплава Zr55Cu30Al15Ni5
фазовый состав тоже зависит от вида воздействия: 
нагрев или деформация [35]. На рис. 6 показаны 
рентгенограммы сплава после деформации и 
после нагрева до температуры, ответствующей 
первой стадии кристаллизации.
Рис. 5. Рентгенограммы разных участков деформированного образца: 1 – область в захватах; 2 – 
центральный участок образца.
На первой стадии кристаллизации при 
термообработке происходит образование метастабильной фазы с гексагональной структурой 
(пространственная группа P63/mmc, a = 8.66 Å, 
с = 14.99 Å). При кристаллизации в процессе 
деформации формируется фаза Zr2Cu с решеткой, соответствующей пространственной группе 
Fd3m. Для наглядности на рис. 6 положения дифракционных отражений от фазы Zr2Cu помечены 
вертикальными линиями. Следует отметить, что 
ПОВЕРХНОСТЬ. РЕНТГЕНОВСКИЕ, СИНХРОТРОННЫЕ И НЕЙТРОННЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ     № 1     2024

АБРОСИМОВА
8
рядков больше, чем в аморфной матрице [32], 
что свидетельствует о большой концентрации 
свободного объема в полосах. Это означает, что 
при 
деформации 
коэффициенты 
диффузии
имеют такую величину, которая обеспечивает 
образование и рост нанокристаллов при комнатной температуре в течение реального времени. 
В ряде работ было показано, что основной 
причиной 
кристаллизации, 
индуцированной 
деформацией, является увеличение концентрации свободного объема в полосах сдвига и, как 
следствие, увеличение подвижности атомов. 
Рис. 6. Рентгенограммы сплава Zr55Cu30Al15Ni5 после 
деформации (1) и после нагрева (2).
сталлов и доля нанокристаллической составляющей также зависят от предыстории образца.
Причины такого различия в настоящее время 
не установлены, процессы кристаллизации аморфной фазы при нагреве и деформации исследуют 
на разных материалах. На сегодняшний день рассматривают ряд особенностей, обусловливающих 
процессы кристаллизации в разных условиях. 
Локализация энергии деформации происходит неоднородно. Она локализуется большой 
частью в полосах сдвига, зонах трансформации 
сдвигом (STZ-области) и т.д. Образование таких 
неоднородностей (с энергетической точки зрения) приводит к увеличению концентрации центров зарождения кристаллов и, таким образом, 
повышению скорости зародышеобразования. 
Увеличение 
скорости 
зародышеобразования 
вполне может приводить к образованию более многочисленных кристаллов, чем в случае 
термообработки. Спецификой таких областей 
неоднородности (участков локализации деформации), может являться также то, что они ограничены в размерах. Так, области трансформации 
сдвигом имеют размер порядка 1 нм, а толщина 
полос сдвига тоже составляет несколько нанометров. За пределами этих областей находится 
аморфная матрица, которая имеет совсем другие 
параметры массопереноса, и скорость роста 
кристаллов в которых может быть существенно 
ниже. Этот фактор также может способствовать 
образованию более дисперсной структуры сплава при деформации.
При термообработке основными параметрами, определяющими процесс кристаллизации, 
являются скорость нагрева и температурный 
интервал кристаллизации (выше или ниже 
температуры стеклования) [4]. При кристаллизации неоднородной аморфной структуры 
в образце могут быть как “вмороженные” центры кристаллизации, так и упорядоченные области, обогащенные тем или иным компонентом 
сплава, имеющие отличный от матрицы ближний порядок. Кристаллизация таких областей 
может быть облегченной. В отсутствие медленно 
диффундирующих компонентов при кристаллизации образуются кристаллы большого размера. 
Например, размер кристаллов, образующихся 
в сплаве Fe–Si–B, значительно больше, чем 
в сплаве Fe–Si–B–Cu–Nb, содержащем Nb – 
компонент с относительно низкой скоростью 
диффузии.
Кристаллизация при деформировании начинается в областях сдвига и их окрестностях. 
Эти 
участки 
характеризуются 
повышенным 
содержанием свободного объема, коэффициент 
диффузии в полосах сдвига примерно на 6 поЕще одним фактором может быть объемный 
эффект кристаллизации. Если плотность возникающих кристаллов отличается от плотности 
аморфной матрицы, то возникающие при росте 
кристаллов механические напряжения тормозят процесс кристаллизации и способствуют 
образованию более мелкой кристаллической 
структуры. Этот процесс более ярко выражен 
при низких температурах, когда не происходит 
существенной релаксации напряжений. Таким 
образом, именно деформация при температурах 
существенно ниже температуры стеклования 
может приводить к образованию нанокристаллической структуры, объемная доля которой 
выше, чем при нагреве, а размер кристаллов 
меньше. Следует отметить и еще один факт. Наличие напряжений, связанных с объемным неПОВЕРХНОСТЬ. РЕНТГЕНОВСКИЕ, СИНХРОТРОННЫЕ И НЕЙТРОННЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ     № 1     2024

ИЗМЕНЕНИЕ  СТРУКТУРЫ  АМОРФНОЙ  ФАЗЫ
9
9.
Rösner H., Peterlechler M., Kűbel C., Schmidt V., Wilde G. // Ultramicroscopy. 2014. V. 142. P. 1. 
https://doi.org/10.1016/j.ultramic.2014.03.006
10. Greer A.L., Cheng Y.Q., Ma E. // Mater. Sci. Eng. R. 
2013. V. 74. Iss. 4. P. 71. 
https://doi.org/10.1016/j.mser.2013.04.001
11. Csontos A.A, Shiflet G.J. // Nano Struct. Mater. 1997. 
V. 9. P. 281.
12. Georgarakis K., Aljerf M., Li Y., LeMoulec A., Charlot F., Yavari A.R., Chornokhvostenko K., Tabachnikova E., Evangelakis G.A., Miracle D.B., Greer A.L., 
Zhang T. // App. Phys. Lett. 2008. V. 93. P. 031907. 
https://doi.org/10.1063/1.2956666
13. Jiang W.H., Atzmon M. // Acta Mater. 2003. V. 51. 
P. 4095. 
https://doi.org/10.1016/S1359-6454 (03)002 29-5
соответствием аморфной фазы и образующихся 
кристаллов, может приводить к изменению не 
только типа формирующихся кристаллических 
фаз, но и их морфологическим особенностям. 
Так авторы [36] при исследовании кристаллизации аморфного сплава Al–Ge in situ непосредственно в колонне электронного микроскопа 
наблюдали образование мелких кристаллов Al и 
Ge, которые очень быстро коагулировали с образованием крупнокристаллической структуры 
Al + Ge. При кристаллизации аморфного сплава 
Ni–Zr, содержащего 33 ат. % Ni, на начальном 
этапе кристаллизации образовывалась метастабильная фаза, а не NiZr2, как следовало бы ожидать, исходя их химического состава сплава [37]. 
Образование на ранней стадии распада аморфной структуры метастабильной фазы с решеткой 
более низкой симметрии, чем равновесная фаза, 
может быть обусловлено меньшей величиной ее 
плотности по сравнению с плотностью равновесной фазы.
В заключение нужно отметить, что аморфные 
сплавы являются чрезвычайно сложным объектом, поэтому однозначно объяснить наблюдаемые эффекты на данном этапе не представляется 
возможным, поскольку ряд описанных и других 
факторов могут действовать параллельно.
БЛАГОДАРНОСТИ
Автор выражает благодарность Российскому научному фонду за финансовую поддержку исследований 
(проект 23-23-00171).
Конфликт интересов. Автор заявляет, что у него нет 
конфликта интересов.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
14. Schmidt V., Rösner H., Peterlechler M., Wilde G. // 
Phys. Rev. Lett. 2015. V. 115. P. 035501.
https://doi.org/10.1103/PhysRevLett.115.035501
15. Seleznev M., Vinogradov A. // Metals. 2020. V. 10. 
P. 374. 
https://doi.org/10.3390/Met10030374
16. Valiev R.Z., Islamgaliev R.K., Alexandrov I.V. // Prog. 
Mater. Sci. 2000. V. 45. P. 103.
17. Chen H.S., Turnbull D. // Acta Metal. 1969. V. 17. 
P. 1021.
18. Mehra M., Schulz R., Johnson W.L. // J. Non-Cryst. 
Solids. 1984. V. 61–62. P. 859.
19. Osamura K. // Colloid. Polymer Sci. 1981. V. 259. 
P. 677 
20. Mak A., Samwer K., Johnson W.L. // Phys. Lett. 1093. 
V. 98A. P. 353.
21. Hermann H., Mattern N., Kuhn U., Heinemann A., 
Lazarev N. // J. Non-Cryst. Solids. 2003. V. 317. P. 91. 
https://doi org/10.1016/S0022-3093(02)019-87-7
22. Terauchi H. // J. Phys. Soc. Jpn. 1983. V. 52. P. 3454. 
23. Osamura K.J. // Mater. Sci. 1984. V. 19. P. 1917. 
24. Yavari A.R. // Inter. J. Rapid Solidi. 1986. V. 2. P. 047.
25. Inoue A., Yamamoto M., Kimura H.M., Masomoto T. // 
J. Mater. Sci.
26. Abrosimova G.E., Aronin A.S., Ignat’eva E.Yu., 
Molokanov V.V. // JMMM. 1999. V. 203. P. 169. 
https://doi.org/10.1016/S0304-8853(99)00216-4
27. Zeng Q.S. // Proc. Nat. Acad. Sci. USA. 2007. V. 104. 
P. 13565.
28. Naudon A., Flank V. // J. Non-Cryst. Solids. 1984. 
V. 61–62. P. 355.
29. Gunderov D., Astanin V., Churakova A., Sitdikov V., 
Ubyivovk E., Islamov A., Jing Tao Wang. // Metals. 
2020. V. 10. P. 1433. 
https://doi.org/10.3390/met 10111433 
30. Abrosimova G., Gunderov D., Postnova E., Aronin A. // Materials. 2023. V. 16. P. 1321. 
https://doi.org/10.3390/ma16031321
31. Liu C., Roddatis V., Kenesei P., Maaß R. // Acta 
Materialia. 2017. V. 140. P. 206. 
http://dx.doi.org/10.1016/j.actamat.2017.08.032
1.
Yavari A.R. // Acta Metall. 1988. ,V. 36. P. 1863.
2.
Abrosimova G.E., Aronin A.S., Pankratov S.P., 
Serebryakov A.V. // Scr. Metall. 1980. V.14. P. 967.
3.
Altounian Z., Batalla E., Strom-Olsen J.O., WalterJ.L. // 
J. Appl. Phys. 1987. V. 61. P. 149.
4.
Abrosimova G., Aronin A., Ignatieva E. // Mater. Sci. 
Eng. A. 2007. V. 449–451. P. 485. 
https://doi.org/10.016/j.msea.2006.02.344
5.
Абросимова Г.Е., Аронин А.С., Стельмух В.А. // 
ФТТ. 1991. Т. 33. С. 3570.
6.
Jiang, W.H., Atzmon, M. // Acta Mater. 2003. V. 51. 
Iss. 14. P. 4095. 
https://doi.org/10.1016/S1359-6454(03)00229 -5
7.
Pan J., Chen Q., Liu L., Li Y. // Acta Mater. 2011. 
V. 59. P. 5146. 
https://doi.org/10.1016/j.actamat.2011.04.047
8.
Maaß R., Samwer K., Arnold W., Volkert C.A. // Appl. 
Phys. Lett. 2014. V. 10. P. 17190. 
https://doi.org/10.1063/1.4900791
ПОВЕРХНОСТЬ. РЕНТГЕНОВСКИЕ, СИНХРОТРОННЫЕ И НЕЙТРОННЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ     № 1     2024