CC BY
11ВОДОРОДНАЯ ЭНЕРГЕТИКА И ТРАНСПОРТ
Конструкционные материалы HYDROGEN ENERGY AND TRANSPORT
Structural materials
ХАРАКТЕР ИЗМЕНЕНИЯ УПРУГИХ НАПРЯЖЕНИИ |
В ГИДРИРОВАННЫХ СПЛАВАХ |
ПАЛЛАДИИ-МЕДЬ уДК 548.571: 548.4539.216 ?
В. М. Авдюхина, Г. П. Ревкевич, Д. С. Змиенко, А. А. Кацнелъсон
Member of International Editorial Board
Физический факультет МГУ Ленинские горы, Москва, 119992, Россия Тел.: (095) 932-88-20; e-mail: valentina@solst.phys.msu.ru
It was established by X-ray diffraction that anomalous high vacancy concentration arising at hydrogenation both annealed and deformed Pd samples and Pd-Cu alloys, leads to formation in them of two-dimensional interstitial type defects. It was revealed for the first time, that value of elastic strain in a- and P-coexisting phases have different signs that is consequence of primary interaction of hydrogen with palladium (in P-phase) or with defects (in a-phase).
В работах [1-4] экспериментально было установлено, что шлифовка и последующая полировка поверхности образцов палладия и его сплавов (Си, Р^ Ш, Sm [1], Ег [2], Мо [3], Та [4]) приводят к образованию в них таких дефектов, что параметры аш, рассчитанные из положения максимума рентгеновских дифракционных линий с индексами (М/), имеют разные значения, хотя кристалл остается кубическим. Наблюдаемые закономерности хорошо описываются формулой Ройсса [5-6]:
«ш = «о + «о °Кны, (1)
где аш, а0 (период решетки неискаженного кристалла) и а0оКш (абсолютная деформация) измеряются по нормали к поверхности образца, что соответствует рентгенографическим измерениям, проводимым по схеме 8-28 (о — упругие напряжения, направленные вдоль поверхности образца). Кш — параметр, зависящий от упругих постоянных кристалла и кристаллографического направления — в этом случае определяется уравнением:
Khkl = S12 +
s
о о 44
sn - si2 2~
X
X-
h2 k2 + k 2l2 +12h2 (h2 + k2 +12 )2
(2)
причем Кш для исследуемых сплавов отрицательны. Наблюдаемые соотношения между аш
показывают, что упругие напряжения — это напряжения сжатия (о < 0) [1-4]. Абсолютные деформации в таких образцах положительны, так как при существующих в образцах дефектах аш > ао.
Установлено [1-4], что после электролитического насыщения образцов водородом (при условии образования твердого раствора внедрения) зависимость параметров аш от индексов дифракционных линий также описывается уравнением (1), но упругие напряжения теперь есть напряжения растяжения (о > 0), и абсолютные деформации отрицательны.
Модель дефектов, наличие которых позволяет объяснить наблюдаемые дифракционные эффекты, была предложена в [7-8]. .Авторы предположили, что в результате пластической деформации в образцах образуются двухмерные дефекты межузельного типа (например, дислокационные петли), которые имеют больший удельный объем, чем матрица. В [7] дефекты такого вида были названы D-M-комплексами (дефект - металл). Для объяснения факта, что при насыщении водородом и последующей релаксации упругие напряжения сжатия трансформируются в напряжения растяжения, были использованы данные о том, что при гидрировании образцов в них вместе с водородом поступает большое количество вакансий (1-2 %) [9-11]. Вакансии вместе с водородом поглощаются D-M-комплек-
Статья поступила в редакцию 04.07.2005. The article has entered in publishing office 04.07.2005.
сами, поскольку энергия взаимодействия водорода с дефектами в палладии больше, чем с атомами матрицы [12]. Наличие вакансий в дефектных комплексах обеспечивает уменьшение их удельного объема, причем он может стать меньше удельного объема матрицы, что приводит к
<
<с изменению не только величины упругих напря-* жений, но и их знака. Изменившие свой атом-1 ный состав D-M-комплексы были названы в [8] ■¡з H-D-M-V-комплексами (водород - дефект - ме-| талл - вакансия).
о;
у Изучение временной зависимости величины
| упругих напряжений о позволило установить, ^ что H-D-M-V-комплексы достаточно устойчи-§ вы — они существуют в образцах десятки ты-0 сяч часов [3-4]. Экспериментальные данные свидетельствуют, что в процессе релаксации, когда в матрице сплава практически не остается водорода, может происходить обмен вакансиями и водородом между дефектными комплексами и матрицей сплава [8].
Настоящая работа предпринята с целью изучения процесса эволюции упругих напряжений в том случае, когда при насыщении палладие-вых сплавов водородом в них помимо а-фазы, содержащей мало водорода, образуется и богатая водородом Р-фаза, имеющая также ГЦК-ре-шетку, но с увеличенным периодом.
Методика эксперимента Образцы
В качестве объекта исследования был выбран Pd и его сплавы Pd-Cu (5; 10; 15 ат. % Си), в которых образование Р-фазы при насыщении водородом возможно вплоть до 60 ат. % Си. Изучались образцы, исходно находящиеся как в деформированном, так и в отожженном состояниях.
Образцы Pd, Pd-5ат. % Си и Pd-15 ат. % Си вырезали из прокатанных пластин, полученных из слитков после нескольких переплавок и гомогенизирующего отжига. Эти образцы отжигали при 750 °С в течение 4 ч, затем поверх-<С ность одного из образцов каждого состава меха-ь нически шлифовали и полировали. Таким обра-н зом, для исследования образцов указанных составов имелся один образец в отожженном и | один образец в деформированном состоянии. | Образец Pd-10 ат. % Си был получен шлифова-^ нием части слитка и полировкой этой поверх-х ности без предварительного отжига. В [13] экс-^ периментально установлено, глубина деформи-
1Л
§ рованного слоя после такой шлифовки и © полировки составляет не менее 10 мкм, что значительно больше, чем глубина проникновения рентгеновских лучей (^а1-излучение Си) для всех используемых в эксперименте углов дифракции. В дальнейшем образцы, вырезанные из пластин, будем называть катаными, а полученные из слитка — литыми.
Все катаные образцы электролитически (электролит — 4%-ный водный раствор соли NaF) насыщали водородом один раз при плотности тока 40 мА/см2 в течение 15 мин. Литой образец насыщался трижды: при плотности тока 40 мА/см2 в течение 15 мин, затем два раза при плотности тока 80 мА/см2 также в течение 15 мин. Согласно [14], при указанных концентрациях меди при насыщении образцов водородом наряду с бедной водородом а-фазой должна образовываться и богатая водородом Р-фаза. После гидрирования релаксация образцов проходила в нормальных условиях.
Условия регистрации дифракционной картины,
обработка экспериментальных данных
Исследование проводили методами рентгеновской дифрактометрии на автоматизированном дифрактометре ДРОН-УМ2 с использованием ^а1-излучения Си.
Для катаных образцов фиксировали дифракционные линии (111), (200), (220), (311), (222) и (400) для а-фазы и линии (111), (200), (220), (311) для Р-фазы. Интенсивность дифракционных максимумов фиксировали в режиме сканирования в память компьютера с шагом 0,01-0,05о в зависимости от условий съемки; время сканирования каждой точки 10-60 с. Из положения максимума всех указанных линий рассчитывали параметры решетки аш и методом наименьших квадратов из формулы (1) определяли а0 и о. Погрешность определения составляла ±0,0005 А и ±5 кг/мм2, соответственно. В виду того, что процесс Р^а-превращения идет в литом образце с большой скоростью, для него фиксировали лишь дифракционные линии (111) и (200). В этом случае погрешность составляла ±0,001 А и ±10кг/мм2, соответственно.
Результаты эксперимента, обсуждение
На рис. 1 приведены результаты расчета упругих напряжений для разных состояний исследуемых образцов. Видно, что в отожженных образцах о = 0; в деформированных значение о отрицательно и напряжение сжатия по мере увеличения концентрации меди возрастает от -20 кг/мм2 для чистого палладия до -50 кг/мм2 для сплава Pd-15 ат. % Си. Наличие упругих напряжений отрицательного знака — следствие того, что в процессе пластической деформации образуются D-М-комплексы. Величина о зависит от двух параметров: числа комплексов и их мощности, которая определяется разницей удельных объемов комплексов и матрицы. Чем больше эта разница, тем, при прочих равных условиях, больше мощность комплексов. Так как период решетки а0 уменьшается с ростом концентрации меди (3,890 А для чистого Pd и 3,858 А для Pd-15 ат. % Си), можно предположить, что для ка-
60
40
20
-20
-40
-60
7}
Исходный образец
ат. % Cu
Исходный
Рис. 1. Зависимость упругих напряжений от содержания меди в деформированных и отожженных образцах в сплаве Pd-Cu
до и после гидрирования:--деформированный образец;
- - - — исходный образец
таных образцов рост абсолютного значения упругих напряжений обусловлен, в какой-то степени, ростом мощности дефектных комплексов. Сказанное не исключает того, что число D-M-комплексов, образующихся при пластической деформации поверхности образцов, может также возрастать с ростом концентрации меди.
Для литого образца (10 ат. % Си), который не отжигался, проведенный расчет показал о = = -63 кг/мм2, что значительно больше, чем, если бы измерения проводились для катаного образца такого же состава (рис. 1). Это свидетельствует о том, что в данном образце количество D-М-комплексов больше, чем в катаном образце такого же состава.
Рассмотрим влияние насыщения водородом на упругие напряжения отожженных образцов. После гидрирования сплавов атомное отношение пн / пм-Си в богатой водородом Р-фазе меняется в зависимости от содержания меди в пределах от 0,55 для образца чистого палладия до 0,42 для сплава Pd-15 ат. % Си, т. е. допирование палладия атомами меди уменьшает количество водорода в матрице Р-фазы.
Из рис. 1 видно, что в результате насыщения образцов водородом в а-фазе (пн/пм-Си = = 0,02) возникают упругие напряжения растяжения (о > 0), т. е. образуются Н-О-М-У-комп-лексы, а в Р-фазе — упругие напряжения сжатия (о < 0), т. е. превалируют О-М-комплексы. Наличие напряжений разного знака в одном и том же образце (для а- и Р-фазы) было обнаружено впервые.
Для объяснения полученного результата заметим, что при электролитическом гидрировании движение атомов водорода можно рассматривать как движение только вдоль направления их потока, который перпендикулярен поверхности образца. При этом образуются плоские зародыши Р-фазы, нормаль к которым со-
$ впадает с направлением потока атомов
■е- водорода [15]. При достижении зароды-
шами Р-фазы критических размеров поступающий водород идет в основном на их рост. Причем, размеры областей Р-фазы достигают размеров областей а-фазы, на основе которых они растут.
С другой стороны, аномально большое число вакансий, образующихся при гидрировании палладиевых сплавов [9-11], приводит к образованию новых дефектных комплексов, как в а-, так и в Р-фазе. Действительно, образование О-М-комплексов есть результат того, что часть вакансий собирается в объемные микрополости, которые, достигнув определенного размера, трансформируются в плоские полости [16]. Рост размеров полостей приводит к образованию дислокационных петель вакансионного типа достаточно большого размера, на основе которых и образуются дефектные комплексы.
Различие знаков напряжений в а- и Р-фазе одного и того же отожженного образца свидетельствует о том, что направленность движения атомов водорода в них оказывается разной. Так, в а-фазе атомы водорода идут в О-М-комплек-сы, вслед за атомами водорода комплексы поглощают и вакансии. В итоге образуются Н-О-М-У- комплексы, что соответствует положительным напряжениям. При наличии зародышей Р-фазы водород в основном идет к ним, что и обеспечивает рост областей этой фазы. К образовавшимся О-М-комплексам водород и вакансии практически не идут, а, следовательно, в Р-фазе в основном сохраняются О-М-комплек-сы, что обеспечивает отрицательные напряжения в этой фазе.
На основании изложенного можно сформулировать следующее:
1. Насыщение отожженных образцов водородом, прежде всего, приводит к образованию новых О-М-комплексов, что является результатом трансформации образующегося большого количества одиночных вакансий в следующие вакансионные структуры.
2. При наличии зародышей Р-фазы приоритетным является движение атомов водорода к этим зародышам, что обеспечивает их рост.
Заметим, что из рентгендифракционных данных нельзя установить последовательность или скорость происходящих процессов (образование Р-фазы и О-М-комплексов), но можно уверенно утверждать, что в образующейся при гидрировании Р-фазе силы связи водорода с атомами палладия больше, чем с дефектами.
Экспериментально установленный рост напряжений с увеличением содержания меди в а-фазе (см. рис. 1), скорее всего, связан с ростом количества дефектных комплексов при увеличении содержания меди.
Рассмотрим результаты для деформированных катаных образцов. Как видно из рис. 1, в исходном состоянии в образцах присутствуют упругие напряжения сжатия (о < 0), абсолютная величина которых возрастает по мере роста содержания меди. Другими словами, в деформированных образцах уже существуют D-M-комп-лексы, причем, их суммарное действие тем больше, чем выше содержание меди. Видно, что гидрирование изменяет знак упругих напряжений в а-фазе, тогда как в Р-фазе сохраняются напряжения сжатия. Объяснение этому факту можно дать в тех же предположениях, что и для отожженных образцов.
Действительно, в а-фазе при насыщении водород и вакансии идут к D-M-комплексам, которые трансформируются в Н-О-М—У-комплексы. При образовании Р-фазы водород преимущественно перемещается к ее зародышам, а поэтому, коль скоро D-M-комплексы в малой степени обогащаются водородом, к ним присоединяется и малое количество вакансий. В итоге для Р-фазы наблюдается только уменьшение абсолютного значения упругих напряжений по сравнению с исходным состоянием.
Из рис. 1 также видно, что для чистого палладия в Р-фазе о больше по абсолютному значению, чем до насыщения. Полученный результат свидетельствует о том, что гидрирование приводит к образованию новых D-M-комплексов, которые наряду с уже существующими (заметим, что Р-фаза частично наследует дефектную структуру а-фазы [16]) не поглощают водород. Было также установлено, что в сплавах абсолютное значение о меньше, чем в образцах чистого палладия. Вероятнее всего, это обусловлено тем, что силы связи водорода с атомами матрицы Р-фазы уменьшаются с ростом содержания меди. Это приводит к тому, что D-M-комплексы в сплавах поглощают большее количество водорода и вакансий, что приводит к уменьшению абсолютного значения упругих напряжений сжатия.
Следует, однако, заметить, что во всех исследуемых образцах после гидрирования имеются как H-D-M-V-комплексы, так и D-M-комплексы. Поэтому рассчитанное значение и знак упругих напряжений характеризуют некоторое среднее значение упругих напряжений.
Ясно, что в деформированных образцах дефектная структура имеет более сложный вид, поскольку исходно в образце, помимо, D-M-комплек-сов (дефектов межузельного типа), есть и другие типы дефектов, а также атомы меди. При гидрировании таких образцов водород и вакансии будут взаимодействовать со всеми
60-
40-
20-
IM 0
>
* -20-
о
-40-
-60-
-80-
100-
120-
имеющимися дефектами, что, естественно, влияет на движение атомов водорода и вакансий. Поэтому для отожженных и деформированных образцов при одних и тех же условиях насыщения результаты совпадают только качественно.
Рассмотрим теперь результаты для литого образца (рис. 2). В исходном состоянии абсолютное значение упругих напряжений (о < 0) больше, чем в катаных образцах, что можно связать с тем, что этот образец в исходном состоянии имеет большее число D-M-комплексов, поскольку он не подвергался первоначальному отжигу. При первом насыщении сплава водородом Р-фаза не образовалась, но значение о выросло до -10 кг/мм2, т. е. удельный объем D-M-комплексов в образце существенно уменьшился из-за поглощения ими атомов водорода и вакансий. Таким образом, в а-фазе образовались H-D-M-V-комплексы, однако их удельный объем остается большим по сравнению с удельным объемом матрицы. Для 100 ч релаксации образца значение о равнялось -20 кг/мм2. Данный результат свидетельствует, что часть водорода и вакансий вышли из H-D-M-V-комплек-сов. Именно это состояние было исходным для следующего насыщения.
С целью получения в литом образце Р-фазы плотность тока насыщения была увеличена в два раза, что привело к ее образованию в количестве 70 % в областях когерентного рассеяния (ОКР) ориентировки (100) и 45 % в ОКР (111). Стоит заметить, что ориентационная зависимость количества Р-фазы наблюдалась и для катаных образцов. За 5 ч релаксации в образце полностью прошел процесс Р^а-превращения. В этом временном интервале проведены измерения дифракционной картины и определены а0 и о для а-и Р-фазы. Результаты приведены на рис. 2, где
а а
I насыщение
100
II насыщение
Рис. 2. Временная зависимость упругих напряжений в литом образце сплава Pd-10 ат. % Cu после циклического насыщения водородом
ß
отмечено время релаксации и величина напряжений после I и II насыщений.
Видно, что после II насыщения на первый час релаксации о положительна в а-фазе и равна нулю в Р-фазе. Полученный результат свидетельствует о том, что Н-О-М-У-комплексы в а- и Р-фазах поглощают существенно разное количество водорода и вакансий. При дальнейшей релаксации образца изменение напряжений в а- и Р-фазах идет по-разному.
Так, в а-фазе наблюдается рост напряжений с увеличением времени релаксации и после 5 ч о = 45 кг/мм2. Полученный результат можно объяснить тем, что в процессе выхода водорода из матрицы образца (прежде всего водород выходит из Р-фазы после прохождения межфазной границы) Н-О-М-У-комплексы, находящиеся в а-фазе продолжают поглощать водород и вакансии. Одновременно в а-фазе уменьшается период решетки а0. Так, для 1 ч релаксации а0 на 0,0025 А больше, чем для исходного состояния, что соответствует атомному отношению пН/пм-Си = 0,01. Для 10 ч релаксации а0 на 0,0025 А меньше, чем для исходного состояния. Поскольку на это время водорода в матрице сплава практически нет, то наблюдаемое уменьшение а0 можно отнести на счет наличия вакансий. Расчет показал, что концентрация вакансий в матрице для 10 ч релаксации «1 %.
Из рис. 2 видно, что о остается практически неизменной после 5 ч релаксации вплоть до 3,5 тыс. ч, что свидетельствует об устойчивости Н-О-М-У-комплексов после повторного насыщения.
Аналогичный результат для а-фазы получен и после III насыщения, с той лишь разницей, что в а-фазе о практически не меняется, т. е. мощность Н-О-М-У-комплексов достигает своего максимума, а их количество не возрастает.
Обратимся теперь к Р-фазе. В процессе Р^а-превращения после II насыщения о резко уменьшается, достигая -35 кг/мм2 за 4 ч релаксации; одновременно уменьшается и а0 (3,974 А для 1ч до 3,966 А для 4 ч). После III насыщения в Р-фазе процессы, которые наблюдались после II насыщения, идут с большей скоростью: так, за 3 ч о уменьшается от 5 кг/мм2 до -110 кг/мм2, а а0 от 3,975 А до 3,964 А.
Столь большое изменение о для областей Р-фазы (порядка 150 кг/мм2) свидетельствует о том, что имевшиеся в а-фазе до образования Р-фазы Н-О-М-У-комплексы трансформируются в О-М-комплексы. Таким образом, уже в процессе насыщения растущие зародыши Р-фазы забирают на себя не только поступающий извне водород, но и водород, находящийся в Н-О-М-У-комплексах а-фазы, на основе которой они растут. В процессе релаксации распадающаяся Р-фаза стремится не терять водород и поэтому оттягивает на себя водород, еще сохраняющийся в Н-О-М-У-комплексах. Вслед за водородом
из комплексов уходят и вакансии. В итоге Н-О-М-У-комплексы трансформируются в О-М-комплексы. Полученный результат означает, что как при образовании Р-фазы, так и при ее распаде преимущественным является взаимодействие водорода с матрицей Р-фазы, а не с „ дефектами. ^
Кроме того, необходимо заметить, что мат- * рица Р-фазы имеет высокую концентрацию ва- | кансий, поскольку они поступают в образец как ^
и
вместе с водородом, так и за счет их выхода из | Н-О-М-У-комплексов после ухода оттуда водо- ^ рода, идущего на поддержание существования | Р-фазы. В итоге вакансии имеют возможность в # этой фазе трансформироваться в следующие § структурные уровни, что приводит (как и в ото- @ жженных образцах) к образованию новых О-М-комплексов, т. е. в Р-фазе возрастает количество комплексов, и, следовательно, увеличивается абсолютное значение упругих напряжений, что и наблюдается в эксперименте.
Поскольку первоначальное содержание Р-фазы 50-60 %, то содержание в ней водорода значительно. После ее полного распада установлено, что о в а-фазе имеет положительный знак, т. е. в ней существуют преимущественно Н-О-М-У-комп-лексы. Подобный результат объясняется тем, что в процессе Р^а-превращения О-М-комплексы, существовавшие в Р-фазе, трансформируются в Н-О-М-У-комплексы в тех областях, где произошло фазовое превращение. Другими словами, богатая водородом Р-фаза после прохождения межфазной границы Р^а-превращения (скорость ее прохождения составляет 1 мкм/с [17]) отдает имеющийся в ней водород и вакансии О-М-комплексам (теперь уже во вновь образовавшейся а-фазе), которые становятся Н-О-М-У-комплексами.
Заключение
В настоящей работе впервые показано, что в результате образования большого количества вакансий при насыщении исследуемых образцов водородом, могут образовываться новые О-М-комп-лексы (дефекты межузельного типа), аналогичные тем, которые образуются при пластической дефор- ^ мации. Однозначно установить этот факт позво- ^ лило изучение исходно отожженных образцов. ё
Считается [12], что в палладии преимущественным является взаимодействие водорода с де- ь фектами. Однако, как показали наши исследова- | ния, это справедливо лишь в том случае, если £ при насыщении образцов водородом образуется £ твердый раствор внедрения. При образовании же * богатой водородом Р-фазы в ней преимуществен- § ным является взаимодействие водорода с палла- ® дием, а не с дефектами. Это обстоятельство приводит к тому, что в а-фазе при насыщении возникают упругие напряжения растяжения, тогда как в Р-фазе — упругие напряжения сжатия. Также экспериментально установлено, что преимущественное взаимодействие водорода с палладием про-
является и при распаде Р-фазы, которая «вытягивает» водород, находящийся в H-D-M-V-ком-плексах.
Изучение характера упругих напряжений в Р-фазе позволило также установить, что движе-й ние вакансий к дефектам (по крайней мере, к D-^ M-комплексам) невозможно без соответствующе* го движения к ним атомов водорода, т. е. необ-| ходимо наличие свободного водорода. Поэтому - если в образце существуют напряжения, то неза-
у
| висимо от их знака, в а-фазе всегда существуют
^ напряжения растяжения, даже после того, как в
1 образце полностью прошло Р^а-превращение. S Работа выполнена при поддержке РФФИ
| (грант № 05-02-16533). 0
Список литературы
1. Ревкевич Г. П., Миткова М., Кацнельсон А. А. и др. Индуцированные наводорожива-нием и пластической деформацией микронапряжения в палладии и его сплавах с медью, платиной, гафнием и самарием // Вестник МГУ. Сер.3. 1993. Т.34, № 6. С. 70-78.
2. Авдюхина В. М., Кацнельсон А. А, Ревкевич Г. П. Особенности релаксации микронапряжений в деформированном сплаве Pd-Er после электролитического насыщения водородом // Вестник МГУ. Сер. 3. 1998. Т. 39, № 2. С. 70-72.
3. Авдюхина В. М., Анищенко А. А., Кац-нельсон А. А. и др. Роль вакансий в структурной релаксации сплавов Pd-Mo после гидрогенизации // ФТТ. 2004. Т. 46, № 2. С. 259-265.
4. Авдюхина В. М., Кацнельсон А. А., Рев-кевич Г. П. Изучение кинетики дегазации сплава Pd-Ta-H при циклировании // Заводская лаборатория. 2005. Т. 71, № 1. С. 38-43.
5. Greenough G. B. Quantitative X-ray diffraction observation / /Progress in Metal Physics. 1952. Vol. 3. P. 176-192.
6. Chatter S. K., Haider S. K., Sen Gupta S. P. An X-ray diffraction study of lattice imperfections in cold-worked silver-gallium (а-phase) alloys //
» J. App. Phys. 1976. Vol. 47, No. 2. P. 411-419.
Q.
I
aj
a с
I T ПО Л LT О
с
SS
7. Авдюхина В. M., Кацнельсон А. А., Ревкевич Г. П. Осциллирующие фазовые превращения на начальной стадии релаксации в насыщенном водородом сплаве Pd-Er // Кристаллография. 1999. Т.44, № 1. С. 49-54.
8. Авдюхина В. M., Анищенко А., Кацнельсон А. А. и др. Немонотонный характер релаксационных процессов в гидрогенизированном сплаве Pd-Mo // Перспективные материалы. 2002. № 4. С. 5-17.
9. Ревкевич Г. П., Кацнельсон А. А., Христов В. и др. Влияние наводороживания на ближний порядок в сплаве Pd-ат. % Cu // Изв. АН СССР. Сер. Mеталлы. 1990. № 4. С. 180-182.
10. Fukai Y., Okuma N. Formation of Superabundant Vacancies in Pd Hydride under High Hydrogen Pressures // Phys. Rev. Lett. 1994. Vol. 73, No. 12. P. 1640-1648.
11. Fukai Y. Formation of Superabundant Vacancies in some Metal Hydrides at high temperatures // J. All. Comp. 1995. Vol. 231. P. 35-40.
12. Myers M., Baskes M. S., Birnbaum H. K. et al. Hydrogen interactions in crystalline solids // Rev. Mod. Phys. 1992. Vol. 64, No. 2. P. 559563.
13. Христов В. M. Mеханизм образования и устойчивость областей b-фазы в сплавах Pd-Cu-H и Pd-Pt-H: Дис. ... канд. физ.-мат. наук. M., 1987.
14. Твердовский Н. П., Верт Ж. Л., Конд-рашев Ю. Д.Определение размеров ячейки катод-но-поляризующихся дисперсных сплавов Pd-Au и Pd-Cu // ДАН СССР. 1959. Т. 127, № 4. С. 835-842.
15. Ревкевич Г. П., Олемской А. И., Князева M. А., Кацнельсон А. А. Физические факторы кинетики а^Р превращения в системе «палладий-водород» // Вестник MPy. Сер. 3. 1992. Т. 33, № 2. С. 74-79.
16. Фридель Ж. Дислокации. M.: Mир, 1967.
17. Jamieson H. C., Weatherly G. C., Manchester F. D. The а^Р phase transformation in palladium-hydrogen alloys // J. Less. Comm. Met. 1976. Vol. 50. P. 85-102.
