CC BY
17
УДК 669-154:532.133
ОБ ОСОБЕННОСТЯХ ИЗМЕРЕНИЯ ВЯЗКОСТИ РАСПЛАВОВ
(Еео,75Во,1481о,11)1оо.хТах (х=0-4)
1ЛАДЬЯНОВ В. И., 1СТЕРХОВА И. В., 1КАМАЕВА Л. В., 1КОРЕПАНОВ А. Ю., 2ХАДИУЛИН Р. З.
1 Физико-технический институт Уральского отделения РАН, 426000, г. Ижевск, Кирова, 132 Удмуртский государственный университет, 426034, г. Ижевск, ул. Университетская, 1
АННОТАЦИЯ. В работе исследованы температурные зависимости кинематической вязкости расплавов (Ге0,75Б014810,11)100-хТах (х = 0 - 4). Установлено, что при измерении температурных зависимостей вязкости необходимо учитывать процессы дорастворения тугоплавкого химического соединения БеТаБ, которые происходят при температурах выше температуры плавления в сплавах с концентрацией Та от 1 до 4 ат.%. Равновесные политермы вязкости расплавов (Ге0,75Б014Б10,11)100-хТах с концентрацией Та до 2 ат.% характеризуются монотонными зависимостями аррениусовского типа. Энергия активации вязкого течения в зависимости от состава сплава изменяется от 45 до 50 кДж/моль.
КЛЮЧЕВЫЕ СЛОВА: кинематическая вязкость, объемные аморфные сплавы, температурные зависимости вязкости.
ВВЕДЕНИЕ
В последнее время активно исследуется новый класс материалов - объемные аморфные сплавы (ОАС), получение которых возможно путем закалки расплава с достаточно низкой скоростью ~ 1 - 103 К/с [1, 2]. Толщина аморфного слоя при таком способе получения может достигать нескольких см. При этом большое внимание уделяется поиску новых составов объемных аморфных сплавов на основе Бе, N1 и Со [2 - 4], а также повышению их стеклообразующей способности [5, 6].
Важнейшим физико-химическим свойством металлических расплавов является вязкость, которая чувствительна к структурным изменениям в системе и выступает в качестве одного из основных технологических параметров металлургического процесса. При аморфизации расплавов методами закалки из жидкой фазы представляет интерес как оценка абсолютных значений вязкости, так и исследование ее поведения в широком температурно-концентрационном интервале. Анализ концентрационных и температурных зависимостей вязкости позволяет определить оптимальные составы сплавов и температуры закалки расплава, которые будут обеспечивать наилучшую аморфизуемость. Так, ранее нами было показано, что использование политерм вязкости для определения температур закалки позволило существенно повысить стеклообразующую способность объемно-аморфизующихся расплавов на основе Бе и N1 [7, 8].
Среди объемных аморфных сплавов на основе переходных металлов группы Бе в последнее время большое внимание привлекают сплавы системы Бе-Б-81, легированные N5 и 2г, которые являются хорошими магнитомягкими материалами с высокой намагниченностью насыщения [9 - 11]. Основой для этой группы ОАС являются сплавы Бе-Б-81 вблизи эвтектического состава, для которых максимальная толщина аморфной фазы в условиях сверхбыстрой закалки не превышает 270 мкм [10]. В [9, 10] отмечается, что оптимальные концентрации легирующих элементов N5 и 2г, обеспечивающих наилучшую аморфизуемость, составляют 4 и 1 ат.% соответственно. В этом случае толщина аморфной фазы при закалке со скоростями 102 - 103 К/с увеличивается до 1,5 мм. В [12] показано, что Та повышает термическую стабильность, магнитные и механические свойства быстрозакаленных лент на основе системы Бе-Б-81. Можно полагать, что легирование
Та будет способствовать повышению стеклообразующей способности этой группы сплавов. Однако оптимальная концентрация Та, обеспечивающая высокую стеклообразующую способность сплавов на основе системы Ее-В-81, остается не определенной.
В связи с этим в настоящей работе проведены исследования температурных зависимостей вязкости расплавов (Ре0,75В0,14810,п)100-хТах (х = 0 - 4).
МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ
Исследуемые образцы с разным содержанием Та получали сплавлением заранее выплавленных лигатур Бе75В1481п и (Ее0,75В0,14810,п)96Та4 в защитной атмосфере очищенного гелия при температуре 1650 °С в течение 30 мин. Синтез лигатур Ее758114Вп и (Ее0,75810,14В0,п)96Та4 проводили из порошков карбонильного железа ОСЧ 13-2, кремния монокристаллического, бора аморфного и металлического Та в тигле из А1203 в индукционной печи в вакууме при температуре 1700 °С и давлении 5-10" Па при изотермической выдержке 30 мин. Химический анализ полученной таким способом лигатуры (Бе0,75В0,14810,11)96Та4 показал неравномерное по высоте слитка распределение химических элементов, особенно Та. Для гомогенизации химического состава проводили дополнительный переплав слитка (Ее0,75В0 14810,11)96Та4 в печи Таммана в атмосфере аргона при 1700 °С в течение 10 мин с последующим быстрым охлаждением в медную изложницу.
Кинематическую вязкость (V) измеряли методом затухающих крутильных колебаний цилиндрического тигля с расплавом в варианте Швидковского Е.Г [13] на автоматизированной установке [14]. Все измерения проводили в корундовых тиглях в защитной атмосфере очищенного гелия в режимах нагрева от температуры плавления до 1680 °С и последующего охлаждения с шагом 30 °С после изотермических выдержек на каждой температуре в течение 10 мин. После кристаллизации образцов и охлаждения их до комнатной температуры проводили измерения вязкости в режимах повторного нагрева и охлаждения в том же интервале температур. Для предотвращения неконтролируемого влияния оксидной пленки в качестве второй торцевой поверхности использовали цилиндрическую крышку из А1203 [15]. Методика измерений и расчета вязкости подробно описана в работе [14]. Для доверительной вероятности 0,95 в исследованном интервале температур наиболее вероятная ошибка определения абсолютных значений вязкости в единичном эксперименте составляет 1,5 % при общей ошибке не более 4 %.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ
Температурные зависимости декремента затухания исследованных расплавов (Бе0,75В0,14810,11)100-хТах (х = 0 - 4 ат.%) в режиме нагрева и последующего охлаждения представлены на рис. 1. Для сплавов с концентрацией Та до 1 ат.% политермы декремента затухания как в режиме нагрева, так и в режиме охлаждения имеют монотонный характер. При увеличении концентрации Та в сплаве до 4 ат.% наблюдается гистерезис (рис. 1). При этом на политермах нагрева присутствуют участки роста значений декремента затухания в области температур выше температуры плавления исследованных сплавов. Такое поведение может свидетельствовать о двухфазном состоянии системы. При повторных измерениях после кристаллизации образца и охлаждения его до комнатной температуры характер политерм декремента затухания воспроизводится, однако наблюдается незначительное уменьшение гистерезиса.
Для выяснения причин такого поведения политерм декремента затухания были проведены металлографические исследования слитков после измерения вязкости. Металлографический анализ поперечного сечения слитков показал, что для сплавов с концентрацией Та выше 1 ат.% в структуре слитка присутствуют крупные кристаллы борида БеТаВ, которые неравномерно распределены по его высоте (рис. 2).
0,24
0,22
0,20 0,24 :
0,22 0,20 0,26 0,24 0,22
0,24 0,22 0,20 0,22 0,20 0,18 0,22 0,20 0,18 0,16
о
о
О
о
о
о
•о-
.о ,
•о ,
о,
с®
оооо. '»»>
о
о
......
о О
О О3
о
о
OOOOOQ
оса • •
• •
1100 1200 1300 1400 1500 1600 1700
Т, °С
Рис. 1. Температурные зависимости декремента затухания расплавов ^е0,75Во,1481о,11)мо-хТах (х = 1 - 4) в режиме первого нагрева (•) и последующего охлаждения (о) (цифра возле кривой - концентрация Та в сплаве (ат.%))
4
При кристаллизации исследованных сплавов (Fe0,75B014Si0,11)100.xTax (x = 1 - 4 ат.%) на первой стадии выделяются кристаллы FeTaB, которые имеют высокую плотность, почти в два раза превышающую плотность остальных фазовых составляющих сплавов. При медленном охлаждении ~ 20 °С/мин кристаллы FeTaB вырастают достаточно большими и оседают на дно слитка. Такая седиментация приводит к смещению температурно-концентрационного равновесия в расплаве. Вследствие этого при последующем нагреве доплавление кристаллов борида FeTaB происходит при температурах, превышающих температуру плавления сплава, что приводит к росту значений декремента затухания. Причем с повышением концентрации Та эффекты, связанные с седиментацией при измерении вязкости расплавов (Fe0,75B014Si0,11)100-xTax (x = 1 - 4 ат.%), проявляются сильнее.
Для определения роли скорости охлаждения в наблюдаемых процессах седиментации были проведены дополнительные исследования. Образцы (Fe0,75B014Si0,11)96Ta4 контролируемо охлаждали в установке дифференциального термического анализа со скоростями 20 и 100 °С/мин от 1680 °С, а затем исследовали металлографически. При охлаждении расплава (Fe0,75B0,14Si0,11)96Ta4 со скоростью 20 °С/мин в микроструктуре слитка присутствуют крупные кристаллы FeTaB, сконцентрированные в нижней части слитка (рис. 2, в). Образование такой структуры, как упоминалось выше, происходит в результате седиментации. Увеличение скорости охлаждения исследованного расплава до 100 °С/мин приводит к тому, что кристаллы FeTaB образуют дендритные структуры (рис. 2, г) и равномерно распределены по объему слитка. Вследствие дендритного роста кристаллы FeTaB не вырастают достаточно массивными и не приводят к седиментации в расплаве.
Рис. 2. Микроструктура поперечного сечения слитка (Рео,75Вод481о,11)96Та4 после измерения вязкости: а) - верхняя часть слитка, б) - нижняя часть слитка; микроструктура сплава (Еео,75Во,1481о,11)96Та4 после охлаждения от 168о°С со скоростями 2о°С/мин (в) и 1оо°С/мин (г)
Для получения равновесных политерм вязкости измерения проводили с учетом исключения проявления седиментационных процессов в следующих режимах: нагрев после плавления до 1680 °С, охлаждение от 1680 °С до температуры начала кристаллизации борида БеТаБ и затем снимали равновесные политермы в режимах нагрева и последующего охлаждения. Полученные таким образом температурные зависимости декремента затухания представлены на рис. 3. Из рисунка видно, что для сплавов с концентрацией Та до 2 ат.% равновесные политермы декремента затухания в режиме нагрева и охлаждения совпадают и характеризуются монотонными зависимостями. Для сплавов с концентрацией Та 3 и 4 ат.% политермы нагрева и охлаждения в пределах ошибки измерения совпадают. Однако при охлаждении в области температур 1350 - 1400 °С (выше температуры плавления сплавов) наблюдается уменьшение значений декремента затухания. Такое поведение политерм декремента затухания является следствием проявления седиментации. Возможно, для устранения проявления явления седиментации в этих расплавах необходимо увеличить скорость охлаждения расплава после предварительного переплава (100 °С/мин и более). Однако это трудно реализовать в условиях проведения вискозиметрического эксперимента. Таким образом, используемый способ измерения вязкости не является достаточным для гомогенизации расплавов с концентрацией Та более 2 ат.%. Поэтому дальнейший анализ вязкости проводили для сплавов с концентрацией Та до 2 ат.% включительно.
0,26 0,24 0,22 0,20 0,18 0,24: 0,22 0,20 0,18 0,24 0,22 0,20 0,18 0,16,
0,22 0,20
0,18 0,16
А 4
• и
•••••°.п00 2
I- дА А А £
' о _ 3
..........
А
г«***»
1100 1200 1300 1400 1500 1600 1700
Т, °С
Рис. 3. Температурные зависимости декремента затухания расплавов ^е0,75Во,1481о,11)мо-хТах (х=1-4) в режимах: • - первый нагрева после плавления; о - охлаждение без кристаллизации; ▲ - повторный нагрев; А - охлаждение (цифра возле кривой - концентрация Та в сплаве (ат.%))
Температурные зависимости вязкости в режимах нагрева и охлаждения для сплавов с концентрацией Та до 2 ат.%, рассчитанные по равновесным политермам декремента затухания, в координатах у(Т) и 1иу(1/Т) представлены на рис. 4. Видно, что с учетом ошибки измерения политермы V, полученные в режимах нагрева и охлаждения, совпадают во всем температурном диапазоне, монотонны и хорошо описываются уравнением Аррениуса:
V = Л ехр {§ },
где А п - постоянная, Еп - энергия активации вязкого течения. При этом энергия активации вязкого течения в зависимости от состава сплава изменяется от 45 до 50 кДж/моль (согласно литературным данным, энергия активации вязкого течения расплавов Те-Б-81 вблизи эвтектического состава составляет ~ 45 - 47 кДж/моль [16]). Легирование сплава Ре0,75Б0,14810,п Та до 2 ат.% оказывает слабое влияние на значения вязкости. Полученные данные по вязкости расплавов (Ре0,75Б0,14810,п)100-хТах (х = 1 - 2 ат.%) хорошо согласуются с имеющимися литературными данными по вязкости расплавов Те-Б-81 в исследованной нами области концентраций [16, 17].
v, 10"6 м2/с
2,2 1,8 1,4 1,0
1,8
1,4 1,0
2 1,8 1,4 1,0 1,8 1,4 1,0 0,6
•Of
0,5 ******
о,
'•о
• (Vv, 1
О,
с,
1>)(
• Овсе
_1_I_I_I_I_I_I_I_I_I н» I
Pi
1100 1200 1300 1400 1500 1600 1700
Т, °С
ln v -12,8 -13,2 -13,6 -14,0 -13,2 -13,6 -14,0
-13,2 13,6 14,0
-13,2
-13,6
-14,0
-14,4 0,5
0,6
0,7
1/Т, 10-3 К-1
Рис. 4. Температурные зависимости вязкости расплавов (Ре0,75Б0,14810,11)100-хТах х = 0 (цифра возле кривой - концентрация Та в сплаве (ат.%))
2
ВЫВОДЫ
Таким образом, проведенные в работе исследования вязкости расплавов (Ре0,75Б0,14810,п)100-хТах (х = 1 - 4) показали, что при измерении температурных зависимостей V необходимо учитывать процессы дорастворения тугоплавкого химического соединения БеТаБ, которые происходят при температурах выше температуры плавления в сплавах с содержанием Та от 1 до 4 ат.%. Равновесные политермы вязкости расплавов (Ее0,75Б0,14810,п)100-хТах до 2 ат.% Та являются монотонными зависимостями аррениусовского типа. Энергия активации вязкого течения в зависимости от состава сплава изменяется от 45 до 50 кДж/моль.
Работа выполнена по теме НИР № гос. регистрации АААА-А16-116021010084-2 и частичной поддержке проекта фундаментальных исследований УрО РАН № 15-6-2-40.
Авторы выражают благодарность инженеру-технологу ФТИ УрО РАН Кузьминых Е.В. за помощь в получении исследованных сплавов и научному сотруднику ФТИ УрО РАН Лубнину А.А. за помощь в проведении химического анализа исследованных образцов.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Inoue A. Stabilization of metallic supercooled liquid and bulk amorphous alloys // Acta Materialia, 2000, vol. 48, pp. 279-306.
2. Xu D., Duan G., Johnson W. L., Garland C. Formation and properties of new Ni-based amorphous alloys with critical casting thickness up to 5 mm // Acta Materialia, 2004, vol. 52, pp. 3493-3497.
3. Zhu C. L., Wang Q., Wang Y. M., Qiang J. B., Dong C. Co-B-Si-Ta bulk metallic glasses designed using cluster line and alloying // Journal of Alloys and Compounds, 2010, vol. 504S, pp. 34-37.
4. Ponnambalam V., Poon S. J., Shiflet G. J. Fe-based bulk metallic glasses with diameter thickness larger than one centimeter // Journal of Materials Research, 2004, vol. 19, pp. 1320-1323.
5. Willy H. J., Zhao L. Z., Liu Z. W. Predictability of bulk metallic glass forming ability using the criteria based on characteristic temperatures of alloys // Physica B, 2014, vol. 437, pp. 17-23.
6. Petrzhik M. I., Molokanov V. V. Reserves of glass forming ability of metallic alloys // Известия академии наук. Серия физическая. 2001. Т. 65, № 10. С. 1384-1389.
7. Sterkhova I. V., Lad'yanov V. I., Kamaeva L. V., Umnova N. V., Umnov P. P. On the tendency of the Co-, Ni- and Fe-based melts to the bulk amorphization // Metallurgical and Materials Transactions А, 2016, vol. 47, pp. 5487-5495.
8. Куракова Н. В., Молоканов В. В., Стерхова И. В., Умнов П. П., Ладьянов В. И., Камаева Л. В. Влияние состояния расплава на стеклообразующую способность, структуру и свойства быстрозакаленного объемного аморфного сплава на основе никеля // Металлы. 2007. № 6. С. 89-93.
9. Inoue A., Shen B. Formation and soft magnetic properties of Fe-B-Si-Zr bulk glassy alloys with high saturation magnetization above 1.5 T // Materials Transactions, 2002, vol. 43, no. 9, pp. 2350-2353.
10. Inoue A., Shen B. Soft magnetic bulk glassy Fe-B-Si-Nb alloys with high saturation magnetization above 1.5 T // Materials Transactions, 2002, vol. 43, no. 4, pp. 766-769.
11. Inoue A., Shen B. L., Yavari A. R., Greer A. L. Mechanical properties of Fe-based bulk glassy alloys in Fe-B-Si-Nb and Fe-Ga-P-C-B-Si systems // Journal of Materials Research, 2003, vol. 18, pp. 1487-1492.
12. Betancout I., Baerz S. Influence of Ta, Y substitutions on the thermal stability, microhardness and magnetic properties of melt spun Fe-B-Si amorphous alloys // Journal of Non-Crystalline Solids, 2009, vol. 355, pp. 1202-1205.
13. Швидковский Е. Г. Некоторые вопросы вязкости расплавленных металлов. М.: Гостехиздат, 1955.
208 с.
14. Бельтюков А. Л., Ладьянов В. И. Автоматизированная установка для определения кинематической вязкости металлических расплавов // Приборы и техника эксперимента. 2008. № 2. P. 155-161
15. Бельтюков А. Л., Ладьянов В. И., Олянина Н. В. Об особенностях измерения вязкости металлических расплавов методом крутильных колебаний // Расплавы. 2009. № 6. С. 19-27.
16. Бельтюков А. Л, Ладьянов В. И., Шишмарин А. И. Вязкость расплавов на основе железа с бором и кремнием // Расплавы. 2012. № 3. С. 30-36.
17. Bel'tyukov A. L., Lad'yanov V. I., Shishmarin A. I., Menshikova S.G. Viscosity of liquid amorphizing alloys of iron with boron and silicon // Journal of Non-Crystalline Solids, 2014, vol. 401, pp. 245-249.
ON THE PECULIARITIES OF THE VISCOSITY MEASUREMENT OF THE (Feo,7SBo,14Sio,n)ioo-xTAx (x=0-4) MELTS
:Lad'yanov V. I., 1Sterkhova I. V., :Kamaeva L. V., :Korepanov A. Yu., 2Khadiulin R. Z.
Physical-Technical Institute, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences, Izhevsk, Russia 2Udmurt State University, Izhevsk, Russia
SUMMARY. In this paper the temperature dependences of kinematic viscosity of (Fe0,75Bo,14Sio,11)1oo-xTax (x = 0 - 4) melts have been investigated by the method of damped torsional vibrations For alloys with a Ta concentration up to
1 at.%, the polytherms of logarithmic decrement of damping both in the heating and cooling regimes have monotonic nature. With increasing Ta concentration in the alloy up to 4 at.%, hysteresis is observed. At the same time, there are growth regions of the logarithmic decrement of damping on heating polytherms in the temperature region above the melting temperature of the investigated alloys. At the crystallization of the investigated alloys (Fe075B014Si011)100-xTax (x = 1 - 4 at.%) the FeTaB crystals are formed in the first stage. These crystals have a high density which is almost twice the density of the remaining phase constituents of the alloys. At slow cooling ~ 20 °C/min, the FeTaB crystals grow sufficiently large and settle to the bottom of the ingot. Such sedimentation leads to a shift of temperature-concentration equilibrium in the melt. As a result, melting the FeTaB boride crystals occurs upon subsequent heating at the temperatures exceeding the melting point of the alloy. That leads to an increase in the logarithmic decrement of damping. To obtain equilibrium polytherms of viscosity, the measurements were carried out taking into account the elimination of the development of sedimentation processes in the following regimes: heating after melting to 1680 °C, cooling from 1680 °C to the temperature of the onset of crystallization of the FeTaB boride, and then measurement of the equilibrium polytherms in the heating regime and subsequent cooling regime. The equilibrium polytherms of the viscosity of (Fe075B014Si011)100-xTax melts with a Ta concentration up to 2 at.% are characterized by monotonic Arrhenius-type dependences. The activation energy of the viscous flow, depending on the composition of the alloy, varies from 45 to 50 kJ/mol. For alloys with a Ta concentration of more than 2 at.%. the proposed method of viscosity measurement is not sufficient for homogenization of these melts and complete dissolution of FeTaB crystals settled on the bottom of the crucible.
KEYWORDS: kinematic viscosity, bulk amorphous alloys, temperature dependences of viscosity.
REFERENCES
1. Inoue A. Stabilization of metallic supercooled liquid and bulk amorphous alloys. Acta Materialia, 2000, vol. 48, pp. 279-306. http://doi.org/10.1016/S1359-6454(99)00300-6
2. Xu D., Duan G., Johnson W. L., Garland C. Formation and properties of new Ni-based amorphous alloys with critical casting thickness up to 5 mm. Acta Materialia, 2004, vol. 52, pp. 3493-3497. http://doi.org/10.1016Zj.actamat.2004.04.001
3. Zhu C. L., Wang Q., Wang Y. M., Qiang J. B., Dong C. Co-B-Si-Ta bulk metallic glasses designed using cluster line and alloying. Journal of Alloys and Compounds, 2010, vol. 504S, pp. 34-37. doi:10.1016/j.jallcom.2010.04.065
4. Ponnambalam V., Poon S. J., Shiflet G. J. Fe-based bulk metallic glasses with diameter thickness larger than one centimeter. Journal of Materials Research, 2004, vol. 19, pp. 1320-1323. https://doi.org/10.1557/JMR.2004.0176
5. Willy H. J., Zhao L. Z., Liu Z. W. Predictability of bulk metallic glass forming ability using the criteria based on characteristic temperatures of alloys. Physica B, 2014, vol. 437, pp. 17-23. http://dx.doi.org/10.10167j.physb.2013.12.029
6. Petrzhik M. I., Molokanov V. V. Reserves of glass forming ability of metallic alloys. Izvestiya akademii nauk. Seriyafizicheskaya [Bulletin of the Russian Academy of Sciences: Physics], 2001, no. 10, pp. 1384-1389.
7. Sterkhova I. V., Lad'yanov V. I., Kamaeva L. V., Umnova N. V., Umnov P. P. On the tendency of the Co-, Ni- and Fe-based melts to the bulk amorphization. Metallurgical and Materials Transactions A, 2016, vol. 47, pp. 5487-5495. doi: 10.1007/s11661-016-3693-2
8. Kurakova N. V., Molokanov V. V., Umnov P. P., Sterkhova I. V., Kamaeva L. V., Lad'yanov V. I. Effect of the state of a melt on the glass-forming ability, structure, and properties of a melt-quenched bulk amorphous nickelbased alloy. Russian metallurgy (Metally), 2007, vol. 6, pp. 519-523. doi: 10.1134/S0036029507060134
9. Inoue A., Shen B. Formation and soft magnetic properties of Fe-B-Si-Zr bulk glassy alloys with high saturation magnetization above 1.5 T. Materials Transactions, 2002, vol. 43, no. 9, pp. 2350-2353. http://doi.org/10.2320/matertrans.43.2350
10. Inoue A., Shen B. Soft magnetic bulk glassy Fe-B-Si-Nb alloys with high saturation magnetization above 1.5T. Materials Transactions, 2002, vol. 43, no. 4, pp. 766-769. http://doi.org/10.2320/matertrans.43.766
11. Inoue A., Shen B. L., Yavari A. R., Greer A. L. Mechanical properties of Fe-based bulk glassy alloys in Fe-B-Si-Nb and Fe-Ga-P-C-B-Si systems. Journal of Materials Research, 2003, vol. 18, pp. 1487-1492. doi: 10.1557/JMR.2003.0205
12. Betancout I., Baerz S. Influence of Ta, Y substitutions on the thermal stability, microhardness and magnetic properties of melt spun Fe-B-Si amorphous alloys. Journal of Non-Crystalline Solids, 2009, vol. 355, pp. 1202-1205. doi: 10.1016/j.jnoncrysol.2009.05.013
13. Shvidkovskiy Ye. G. Nekotoryye voprosy vyazkosti rasplavlennykh metallov [Some questions of the viscosity of molten metals]. Moscow: Gostekhizdat Publ., 1955. 208 p.
14. Bel'tyukov A. L., Lad'yanov V. I. An automated setup for determining the kinematic viscosity of melts. Instruments and Experimental Techniques, 2008, vol. 51, no. 2, pp. 304-310. doi: 10.1007/s10786-008-2027-z
15. Bel'tyukov A. L., Lad'yanov V. I., Olyanina N. V. Ob osobennostyakh izmereniya vyazkosti metallicheskikh rasplavov metodom krutil'nykh kolebaniy [About of characteristic properties of mea- surement of stickiness metallic melts by method of torsional vibration]. Rasplavi [Russian metallurgy], 2009, no. 6, pp. 19-27.
16. Kamaeva L. V., Lad'yanov V. I. Nonequilibrium solidification of Fe-P alloys. Russian metallurgy (Metally), 2012, vol. 2012, no. 3, pp. 203-208. doi: 10.1134/S0036029512030093
17. Bel'tyukov A. L., Lad'yanov V. I., Shishmarin A. I., Menshikova S. G. Viscosity of liquid amorphizing alloys of iron with boron and silicon. Journal of Non-Crystalline Solids, 2014, vol. 401, pp. 245-249. https: //doi. org/10.1016/j.j noncrysol .2014.01.048
Ладьянов Владимир Иванович, доктор физико-математических наук, заведующий отделом ФТИ УрО РАН, тел. +7(3412)21-65-77, e-mail: las@ftiudm.ru
Стерхова Ирина Валентиновна, кандидат физико-математических наук, научный сотрудник ФТИ УрО РАН, тел. +3(3412)21-65-66, e-mail: irina.sterkhova@,mail.ru
Камаева Лариса Вячеславовна, кандидат физико-математических наук, старший научный сотрудник ФТИ УрО РАН, тел. +7(3412)21-78-33, e-mail: lara_kam@mail.ru
Корепанов Алексей Юрьевич, младший научный сотрудник ФТИ УрО РАН, тел. +7(3412)21-89-11, e-mail: las@ftiudm.ru
Хадиулин Расим Зфарович, магистрант 2 курса УдГУ, e-mail: khadiulin. rasim@yandex. ru
