CC BY
12
ФИЗИКА КОНДЕНСИРОВАННОГО СОСТОЯНИЯ ВЕЩЕСТВА
Стохастический характер фазовых превращений в сплаве Pd-Ni после электролитического гидрирования
В.М. Авдюхинаa, О. В. Акимова, И. С. Левин, А. А. Пеганов
Московский государственный университет имени М. В. Ломоносова, физический факультет, кафедра физики твердого тела. Россия, 119991, Москва, Ленинские горы, д. 1, стр. 2.
E-mail: a vmaphys@gmail.com
Статья поступила 10.02.2015, подписана в печать 10.03.2015.
Представлены результаты рентгенодифракционного исследования, проведенного в течение 460 ч после электролитического гидрирования исходно деформированного однофазного образца сплава Pd — 25.2 ат.% Ni. Обнаружены длительные, носящие стохастический характер процессы трансформации формы дифракционных линий при отсутствии образования богатой водородом в-фазы в образце.
Ключевые слова: водород в металлах, сплавы на основе палладия, фазовые превращения, рентгеновская дифракция.
УДК: 538.91, 548.4, 548.571, 539.216. PACS: 61.10.Nz, 61.72.Dd, 61.72.Ss, 61.50.Ks.
Введение
Уникальность водорода как компонента приводит к тому, что у водородсодержащих систем появляются необычные физические свойства. Так, например, добавление в палладий атомов водорода приводит к появлению у него сверхпроводящих свойств, тогда как добавка водорода в сверхпроводящий ниобий является причиной их исчезновения [1]. Даже небольшая концентрация водорода в металлах и сплавах может привести к ее существенному влиянию на механические и физико-химические свойства материалов [2]. Поэтому проблема взаимодействия водорода с металлами и сплавами становится все более актуальной в связи с использованием таких систем во многих отраслях техники.
В настоящее время стимулирующее влияние на проведение исследований в этой области оказывает перспектива использования водорода в качестве энергоносителя. В водородной энергетике использование систем металл-водород связано и с хранением, и с транспортировкой, и с извлечением водорода. В связи с этим исключительно важным является установление характера влияния водорода на такие служебные характеристики материалов, как их долговечность и надежность в процессе эксплуатации. С этой точки зрения изучение характера изменения фазового состава и дефектной структуры является важным и актуальным, поскольку именно они определяют механические свойства систем металл-водород.
До недавнего времени считалось, что кинетика структурно-фазовых превращений в водородсо-держащих материалах является монотонной. Однако было обнаружено, что структурная эволюция после гидрогенизации металлов и сплавов может приобретать существенно немонотонный характер, который сохраняется даже тогда, когда в системе практически не остается водорода [3, 4]. Немонотонные изменения прочностных характеристик образ-
цов стали в процессе их старения, наблюдавшиеся в [5], подтверждают их связь с необычным характером структурной эволюции в них, что может быть причиной самопроизвольных процессов деградации, весьма опасных при эксплуатации таких материалов.
Все вышеперечисленное указывает на необходимость поиска и устранения причин структурно-фазовой нестабильности, возникающей после гидрирования сплавов в процессе их старения, и нахождения новых конструкционных материалов с оптимальным химическим составом и стабильной структурой, пригодных для длительного хранения и транспортировки водорода.
Известно [6], что водород способен взаимодействовать с различного рода дефектами, содержащимися в реальных твердых телах. Накопление водорода в дефектных комплексах может вызвать значительное ухудшение эксплуатационных характеристик материалов. В то же время направленное введение дефектных водородных «ловушек» в матрицу сплава может явиться эффективным способом борьбы с водородной деградацией. Поэтому изучение процессов взаимодействия водорода с несовершенствами структуры металлов и сплавов также представляет большой практический интерес.
Таким образом, выяснение различных особенностей структурной эволюции в водородсодержащих сплавах, определение характера ее развития во времени, продолжительности существования, зависимости от дефектного состояния системы, условий гидрогенизации является весьма актуальной задачей.
Палладий — один из хорошо поглощающих водород металлов, и поэтому он и сплавы на его основе являются удобными модельными объектами для изучения особенностей взаимодействия металлов с водородом.
С этой целью в работе проведено рентгено-дифракционное исследование поведения структурно-фазовых характеристик сплава Рё-№ после его
электролитического гидрирования в процессе релаксации (десорбции) образца.
1. Образец, методика эксперимента и обработка результатов
Сплав Pd-Ni выплавлялся в электродуговой печи с использованием высокочистых компонентов. Образец сплава приготовлен путем сошлифовывания части слитка и полировки образовавшейся поверхности. Исходное состояние образца было деформированным. Затем он электролитически насыщался водородом при плотности тока 80 мА/см2 в течение 0.5 ч. В качестве электролита использовался 4%-й водный раствор NaF, анодом служила платиновая пластина. После гидрирования релаксация образца проходила на воздухе в нормальных условиях.
Получение и запись рентгеновских дифракционных спектров проводились с помощью автоматизированного дифрактометра ДРОН-УМ2 с монохрома-тизированным Cu-Ka1 излучением. Дифракционные максимумы фиксировались в режиме поточечного сканирования с шагом 0.01-0.025°; время сканирования менялось от 10 до 60 с в точке в зависимости от интенсивности дифракционных линий. Все величины интенсивностей приводились к одному времени экспозиции. Экспериментальные исследования проводились при использовании фокусировки по Брэггу-Брентано, что позволяло сохранять рассеивающий объем образца одинаковым для всех дифракционных максимумов.
Перед началом эксперимента проводилась проверка юстировки установки: определялось положение нуля счетчика, отсутствие длины волны Cu-Ka2 -излучения (ее интенсивность составляла не более 3-5% от интенсивности линии Ka 1), определялась точность установки плоскости держателя образцов относительно оси гониометра. С этой целью проводилось прецизионное измерение периода решетки (аш) для образца эталона, в качестве которого использовался отожженный образец меди. В начале и в конце каждого цикла измерений проводилась съемка рефлексов (111) и (222) исследуемого образца. Далее проводился расчет аш и a2h2m, по которым определялся наклон прямой зависимости ahki как функции f (cos в ctg в). Соответствующая поправка вводились в дальнейшие расчеты периода решетки образца. Такая методика позволяла проводить корректное сравнение результатов эксперимента, выполненных в различные временные отрезки.
В эксперименте фиксировались дифракционные максимумы (111), (200), (220), (311), (222) и (400) для сплава Pd-Ni и дифракционные максимумы (111), (200), (220), (311) после его гидрирования, поскольку интенсивность дифракционных линий (222) и (400) была невелика. Экспериментально полученные дифракционные кривые сглаживались методом Савицкого-Голая по 9 точкам с помощью программы Origin-8.5. Преимущество использования данного метода сглаживания состоит в том, что он имеет тенденцию сохранять особенности динамического ряда, такие как локальные максимумы и минимумы, ширина и форма кривой.
Анализ формы дифракционных профилей проводился с использованием пакета программ Fityk-0.9
и Оп§т-8.5, которые позволяли определять характеристики дифракционных максимумов и в случае их сложной формы.
2. Результаты эксперимента и их обсуждение
Экспериментально полученные дифрактограммы линий для исходного состояния образца представляли собой симметричные, хорошо описываемые одной функцией Лоренца кривые. Расчеты показали, что период решетки составлял (3.8210 ± 0.0005) А, что соответствовало концентрации атомов никеля (25.2 ± 0.1) ат.% [7], а величина упругих напряжений в образце была отрицательной и равной а = -(82±4) кг/мм2.
Таким образом, можно констатировать, что в исходном состоянии в образце присутствовали мощные дефектные Э-М-комплексы (дефект-металл-комплексы) типа междуузельных кластеров, призматических петель междуузельного типа, дислокаций, имеющих больший удельный объем, чем удельный объем матрицы сплава. Наличие подобных дефектных комплексов привело к возникновению упругих напряжений в образце, что в свою очередь характеризуется тем, что параметры решетки аьы, рассчитанные из положений максимумов разных дифракционных линий (М/), оказались разными, хотя кристалл в целом остался кубическим [8].
Гидрирование сплава не привело к образованию в нем богатой водородом в -фазы. Скорее всего, это связано с достаточно мощными дефектными комплексами в исходном состоянии образца, которые создают в нем упругие напряжения сжатия вдоль поверхности образца. Известно [9], что необходимым условием зарождения в-фазы является либо уменьшение температуры эксперимента, либо увеличение температуры фазового а ^ в превращения. Поскольку гидрирование ведется при комнатной температуре, то эффективное переохлаждение может быть достигнуто за счет повышения давления при гидрировании, которое определяется плотностью тока гидрирования ]. При электрохимическом насыщении давление связано с плотностью тока следующим соотношением [9]:
Р (атм) = 1.7 • 104 } (мА/см2). (1)
При используемой плотности тока 80 мА/см2 приложенное давление составляет порядка 1360 атм. Скорее всего, данного давления недостаточно для образования зародышей в -фазы в исследуемом образце.
Для установления характера структурно-фазовой эволюции и ее основных черт для а-фазы сплава Рё — 25.2 ат.% N1 рассмотрим поведение штрихдиа-грамм дифракционного максимума (200) (по осям диаграмм представлены: по оси абсцисс — концентрация атомов никеля в фазах, по оси ординат — интегральная интенсивность максимумов в долях от общей интегральной интенсивности (доля фаз)), поскольку именно для него эффекты изменения упругих напряжений в образце должны быть наиболее значительными [8] (рис. 1). Пунктиром на рисунке
100
80
60
40
20
0
100
80
60
40
20
0
100
80
60
40
20
0
100
80
60
40
20
0
100
80
60
40
20
0
100
80
60
40
20
0
100
80
60
40
20
0
100
80
60
40
20
0
100
80
60
40
20
0
. Ш
г = 0.9 ч
г = 6.7 ч
Г = 30ч
Х = 101ч
X = 169 ч
I I
X = 3.4 ч
X = 11 ч 1 1 1 1 1 1 ■
: г = 97ч !
: X = 122 ч 1 1 1 1 1 ; 1
: X = 218 ч 1 1 1 1 1 1 1 ■ 1
X = 266 ч
Г = 316 ч
X = 364 ч
X = 434 ч
1 X = 290 ч 1 1 1 1 1 1 1 1
X = 338 ч 1 1 1 1 1 1 1 1
1 X = 387 ч 1 1 1 1 1 1 1 ■ 1
■ X = 460 ч 1 1 1 1 1 1 1 1 1 - г
5 10 15 20 25 30 35 40 0 5 10 15 20 25 30 35 40
Концентрация №, ат. %
рихдиаграммы дифракционного максимума (200) для разных времен релаксации после гидриро
вания сплава
отмечена концентрация атомов никеля в образце до гидрирования.
После гидрирования первое время регистрации данного дифракционного максимума соответствовало 0.9 ч, поскольку часть времени была потрачена на установление существования в -фазы в образце.
На рис. 1 видно, что произошел распад одиночной в исходном состоянии дифракционной линии (200) на шесть составляющих, соответствующих разным концентрациям атомов никеля в образце. Появились фазы, концентрация никеля в которых как больше, так и меньше, чем в исходном состоянии образца. Доли этих фаз различны. Ошибка в определении концентрации фазы, рассчитанная из экспериментального значения периода решетки и использования ее зависимости для а -фазы от концентрации атомов никеля [7], составляет ДС = ± 0.1%.
Для 0.9 ч релаксации образца наибольшую долю имели фазы, содержащие 23.2 (68.4%) и 32.8 ат.% никеля (11.6%) соответственно (в скобках указана доля фазы). Это свидетельствует о том, что уже спустя час после гидрирования произошло увеличение диффузионной способности перемещения атомов никеля в приповерхностном слое образца, поскольку интегральная интенсивность дифракционной линии (200) более чем на 80% получена от слоя толщиной 3 мкм при использовании Си-Ка 1-излучения.
Через 2.5 ч после рассмотренного состояния образца на дифрактограмме (200) наблюдались три дифракционных максимума, соответствующих фазам с 23.9, 19.7 и 31.2 ат.% N1. Наибольшую долю имела фаза с 23.9 ат.% никеля (52%). Еще через 3.3 ч (6.7 ч после гидрирования) на дифрактограммах наблюдали 5 дифракционных линий с различными концентрациями атомов никеля: 22.8 ат.% (76.4 %), и 31.6 ат.% (13.7%), 44.5 (2.7%), 5.9 ат.% (4.9%) и 0.2 ат.% (2.3%).
Здесь необходимо сделать следующее замечание. Поскольку при гидрировании в матрицу сплава поступает большая концентрация вакансий [10, 11], то, скорее всего, концентрации атомов никеля в фазах несколько меньше указанных выше. Это связано с тем, что уменьшение периода решетки в данном сплаве можно связать как с увеличением концентрации атомов никеля, так и с вхождением в матрицу исследуемого сплава вакансий. Разделить эти два эффекта при рассмотрении только формы дифракционных линий практически невозможно. Заметим, что фазовая диаграмма тройного сплава Рё-№-Н [7] (как, впрочем, и все фазовые диаграммы гидрированных металлов, имеющиеся в литературе) построена без учета вакансий в матрице сплава.
Через 27 ч после гидрирования на дифрактограм-ме наблюдались три дифракционные линии, одна из которых соответствовала фазе с 23.2 ат.% N1 с долей 90.5%. Две другие дифракционные линии соответствовали фазам с 30.6 ат.% N1 (8.6%) и с 6.6 ат.% N1 (0.9%). Через 3 часа после этого дифракционный максимум (200) также состоял из трех составляющих, но они соответствовали фазам с 23 ат.% N1 (47.4%), 18.8 ат.% N1 (18.8%) и 27.5 ат.% N1 (33.8%). Можно заметить, что для этого времени релаксации величины концентраций атомов никеля
в сосуществующих фазах сблизились по сравнению с предыдущим временем наблюдения. Через трое суток после этого наблюдались две дифракционные линии, отвечающие фазам с 22 и 26.6 ат.% N1, доли которых были практически одинаковыми. А еще через 4 ч на дифрактограмме наблюдалась лишь одна дифракционная линия, соответствующая фазе с концентрацией никеля 23.7 ат.%, что ниже, чем до гидрирования образца, т. е. для данного времени релаксации атомы никеля в ОКР (100) переместились от поверхности в глубь образца.
В дальнейшем, как видно из рис. 1, до 266 ч релаксации дифракционный максимум (200) состоял из двух составляющих, отвечающих фазам с большей и меньшей концентрацией никеля, чем в исходном состоянии. Причем доля фазы, в которой концентрация атомов никеля была меньше исходной, всегда превалировала над фазой, в которой никеля было больше, т. е. вышеуказанная тенденция перемещения атомов никеля сохранялась.
Для времени релаксации 290 ч после гидрирования для рефлекса (200) наблюдали одну дифракционную линию, которая соответствовала фазе с 24 ат.% никеля, т. е. для этого времени релаксации концентрация атомов никеля либо уменьшилась на 1.5%, либо эта фаза содержала большое количество вакансий. Однако еще через сутки (316 ч) опять наблюдались две линии, соответствующие фазам с 25.6 и 22.1 ат.% никеля. Причем доли этих фаз были близки к 50%. Для 338 ч релаксации наблюдали одну дифракционную линию, отвечающую фазе с 23.9 ат.% никеля.
Заметим, что для состояний, наблюдавшихся для времен релаксации 101, 290 и 338 ч, которые характеризовались одиночной дифракционной линией, рассчитанный период решетки был одинаков и составлял а200 = (3.837 ± 0.001) А. Это свидетельствует о том, что для этих состояний областям когерентного рассеяния (ОКР) (100) соответствовала либо фаза с одинаковой концентрацией атомов никеля, либо концентрация атомов никеля в ней немного отличалась, поскольку содержала разную концентрацию вакансий. Тем не менее концентрация атомов никеля для ОКР (100) была ниже, чем в исходном состоянии. Можно заключить, что данная концентрация атомов никеля (23.9 ат.%) является наиболее устойчивой после гидрогенизации сплава, и для нее термодинамический потенциал имеет глубокий минимум [12].
Для времен релаксации от 364 до 460 ч дифракционная линия (200) представляла собой сумму ло-ренциан, отвечающих фазам с разной концентрацией атомов никеля и вакансий. Дифракционный максимум основной фазы (с наибольшей долей) колебался в пределах от 22 до 26.8 ат.% никеля.
Таким образом, проведенные исследования показали, что после гидрирования для ОКР(100) концентрация атомов никеля в приповерхностном слое образца либо меньше, чем до гидрирования, либо в ней содержится большое количество вакансий, которые поступили в матрицу сплава в результате гидрирования. К сожалению, для однозначного ответа
100
80
60
40
20
0
100
80
60
40
20
0
100
80
60
40
20
0
100
80
60
40
20
0
100
80
60
40
20
0
100
80
60
40
20
0
100
80
60
40
20
0
100
80
60
40
20
0
100
80
60
40
20
0
. Ш
Г = 0.3 ч ■
г = 6.1ч 1
г = 29.4 ч ■ 1
? = 3.4 ч
? = 26.3 ч
1 = 97.2 ч
? = 100 ч \ 1 Г = 121 ч
*= 161ч ' 1 ¿ = 218ч
X = 266 ч
? = 266 ч
? = 316 ч
? = 316 ч
? = 363 ч 1 1 1
X = 433 ч |
5 10 15 20 25 30 35 0 5 10 15 20 25
Концентрация №, ат. %
рихдиаграммы дифракционного максимума (111) для разных времен релаксации
вания сплава
на данный вопрос необходимо проведение более полных исследований.
На рис. 2 представлены штрихдиаграммы для дифракционного максимума (111). Видно, что они существенным образом отличаются от штрихдиаграмм дифракционного максимума (200). Действительно, для всего времени наблюдения (460 ч) на ди-фрактограммах данной ОКР всегда присутствовала дифракционная линия, соответствующая фазе с (26.3 ± 0.1) ат.% никеля, доля которой велика. Лишь для времен релаксации 3.4, 6.1, 97.2, 316, 338 и 363 ч для рефлекса (111) наблюдали две дифракционные линии, причем интегральная интенсивность второй линии была, как правило, невелика.
Для дифракционного максимума (220) в процессе релаксации исследуемого сплава после его гидрирования дифракционные линии в большинстве случаев имели сложную форму. При увеличении времени релаксации количество сосуществующих фаз и их доля менялась стохастическим образом. Только для времен релаксации 102, 219 и 434 ч дифракционная линия (220) описывалась одной кривой, соответствующей фазе с (26.6 ± 0.1) ат.% никеля.
Сравнение дифрактограмм линий (200) и (220) показало, что расслоение для ОКР (100) в исследуемом сплаве более сильное, чем в случае ОКР (110). Действительно, в ОКР (100) в процессе всего времени релаксации на дифрактограммах наблюдались дифракционные пики, которые соответствовали как фазе чистого палладия, так и фазе, в которой концентрация атомов никеля была близка к 40 ат.%. В случае же ОКР (110) наблюдались дифракционные пики, которые соответствовали фазам с минимальной концентрацией атомов никеля в 12 ат.% и максимальной — порядка 30 ат.%.
Многопиковые составляющие дифракционного максимума наблюдали для большинства состояний и в случае (311). Только на временном интервале 99-102 и 318 ч дифракционный максимум (311) оставался одиночным и соответствовал фазе с меньшей концентрацией атомов никеля, чем до гидрирования образца.
Качественная картина после гидрирования образца в процессе 460-часовой релаксации может быть просуммирована следующим образом:
во-первых, были обнаружены процессы трансформации формы дифракционных линий (200), (220), (311) и (111) в более сложные, чем в исходном состоянии образца, которые далее трансформировались то в одиночные, то в «многопиковые»;
во-вторых, все дифракционные максимумы после насыщения сплава водородом не проявляли заметного смещения в сторону меньших углов дифракции, т. е. дифракционных линий, соответствующих богатой водородом в -фазе, не наблюдалось;
в-третьих, после гидрогенизации были обнаружены небольшие по величине перемещения («дрожания») положений составляющих дифракционных максимумов;
в-четвертых, превращения, указанные выше, носят апериодический (стохастический) характер.
Заключение
Вся совокупность приведенных выше данных свидетельствует не только о существовании фазовых превращений, носящих весьма сложный характер, но и о немонотонном характере структурной эволюции сплава Рё — 25.2 ат.% N1 в процессе релаксации после его гидрирования. Впервые установлено, что структурно-фазовые превращения происходили при отсутствии богатой водородом в -фазы в образце.
Обращает на себя внимание тот факт, что за 460 ч релаксации образца наблюдали изменение как количества составляющих дифракционных максимумов в разных ОКР, так и долей сосуществующих фаз. Можно предположить, что в системе в разное время после гидрирования сосуществуют области нескольких (в большей степени 2-3) составов, содержащие разное количество вакансий и дефектных комплексов. После гидрогенизации сплава в процессе его релаксации вакансии и атомы никеля (а возможно, и водород, который может сохраниться в межблочном пространстве и содержится в матрице а-фазы) перемещаются между ловушками (дефектными Э-М-комплексами) и матрицами сосуществующих фаз, что ведет к расслоению образца. «Дрожание» положения составляющих дифракционных максимумов можно объяснить динамическим характером Э-М-комплексов, обусловленным кооперативными процессами обмена составляющими между ними и окружающими их областями матрицы сплава.
Полученные экспериментальные данные по влиянию гидрогенизации и последующей релаксации на характер структурно-фазовых превращений в исследуемом сплаве Рё-№-Н подтверждают модель поведения водородсодержащих палладиевых сплавов в процессе их десорбции, предложенную нами в [13-15], даже в случае отсутствия вхождения заметного количества водорода в матрицу сплава.
На наш взгляд, приобретение дифракционными максимумами сплава Рё — 25.2 ат.% N1 «многопикового» характера связано с тем, что в процессе эволюции система за счет миграции, в основном, вакансий и атомов никеля, диффузионная подвижность которых в присутствии вакансий резко возросла [16], каждый раз (в различные времена) быстро переходит от одной группы долгоживущих состояний к другой. Нерегулярность (стохастич-ность) указанного выше процесса релаксации определяется тем, что он обусловлен несколькими факторами (концентрацией вакансий, атомами второго компонента, мощностью дефектных комплексов и, возможно, водорода), определяющими этот процесс, а также с фрактальным характером распределения многодолинного синергетического потенциала в обратном пространстве [9].
Хочется отметить разный характер распада фазового состояния образца, бывшего однофазным до его гидрогенизации, на сосуществующие фазы в процессе эволюции после гидрогенизации в зависимости от ОКР. Это указывает на то, что термодинамический потенциал различен для разных направлений в исследуемом сплаве.
Список литературы
1. Максимов Е.Г., Панкратов О. А. // Успехи физ. наук. 1975. 116, № 3. С. 385.
2. Гельд П.В., Рябов Р.А., Кодес Е.С. Водород и несовершенства структуры металлов. М., 1979.
3. Авдюхина В.М., Кацнельсон А.А., Ревкевич Г.П. // Кристаллография. 1999. 44, № 1. С. 49.
4. Авдюхина В.М., Анищенко А.А., Кацнельсон А.А., Ревкевич Г.П. // Перспективные материалы. 2001. № 6. С. 12.
5. Писковец В.М., Сергеева Т.К., Башнин Ю.А., Носо-ченко О.В. // Сталь. 1994. № 7. С. 60.
6. Супрядкина И.А., Бажанов Д.И., Илюшин А.С. // ЖЭТФ. 2014. 145. C. 93 (Supryadkina I.A., Bazha-nov D.I., Ilyushin A.S. // J. of Exper. and Theor. Phys. 2014. 118, N 1. P. 80).
7. Sakamoto Y., Yuwasa K., Hirayama K. // J. of the Less-Common Metals. 1982. 88. Р. 115.
8. Уманский Я.С. Рентгенография металлов и полупроводников. М., 1969.
9. Олемской А.И., Кацнельсон А.А. Синергетика конденсированной среды. М., 2003.
10. Ревкевич Г.П., Кацнельсон А.А., Христов В.М. // Металлофизика. 1989. 11, № 3. С. 57.
11. Авдюхина В.М., Анищенко А.А., Кацнельсон А.А., Ревкевич Г.П. // Физ. тверд. тела. 2004. 46, № 2. С. 259 (Avdyukhina V.M., Anishchenko A.A., Katsnelson A.A., Revkevich G.P. // Phys. of the Solid State. 2004. 46, N 2. P. 265).
12. Олемской А.И., Хоменко А.В. // Успехи физики металлов. 2001. 2, № 3. С. 189.
13. Авдюхина В.М., Кацнельсон А.А., Ревкевич Г.П. // Поверхность (РСНИ). 2001. № 2. С. 34.
14. Кацнельсон А.А., Ревкевич Г.П., Авдюхина В.М. // Вестн. Моск. ун-та. Физ. Астрон. 1997. № 3. С. 68 (Katsnel'son A.A., Revkevich G.P., Avdyukhina V.M. // Moscow University Phys. Bull. 1997. 52, N 3. P. 96.)
15. Авдюхина В.М., Кацнельсон А.А., Ревкевич Г.П. и др. // Кристаллография. 2002. 47, № 3. С. 393 (Avdyukhina V.M., Katsnelson A.A., Revkevich G.P. et al. // Crystallography Reports. 2002. 47, N 3. P. 362).
16. Авдюхина В.М., Акимова О.В., Левин И.С., Ревкевич Г.П. // Вестн. Моск. ун-та. Физ. Астрон. 2014. № 4. С. 72 (Avdyukhina V.M., Akimova O.V., Levin I.S., Revkevich G.P. // Moscow University Phys. Bull. 2014. 69, N 4. P. 349).
The stochastic nature of phase transformations in a Pd-Ni alloy after electrolytic hydrogenation
V. M. Avdyukhinaa, O. V. Akimova, I.S. Levin, A. A. Peganov
Department of Solid State Physics, Faculty of Physics, M. V. Lomonosov Moscow State University, Moscow 119991, Russia. E-mail: a vmaphys@gmail.com.
The results of an X-ray diffractometry study of an initially deformed single-phase Pd—25.2 at.% Ni alloy sample that were carried out during 460 hours after electrolytic hydrogenation of the sample are presented. Long-term stochastic processes of transformation of the shape of diffraction peaks were found, despite the absence of the hydrogen-rich в-phase in the sample.
Keywords: hydrogen in metals, palladium-base alloys, phase transformations, X-ray diffractometry. PACS: 61.10.Nz, 61.72.Dd, 61.72.Ss, 61.50.Ks. Received 11 February 2015.
English version: Moscow University Physics Bulletin 3(2015).
Сведения об авторах
1. Авдюхина Валентина Михайловна — канд. физ.-мат. наук, доцент; тел.: (495) 939-46-10, e-mail: vmaphys@gmail.com.
2. Акимова Ольга Владимировна — канд. физ.-мат. наук, науч. сотрудник; тел.: (495) 939-46-10, e-mail: olga_vla@bk.ru.
3. Левин Иван Сергеевич — физик; тел.: (495) 939-46-10, e-mail: is.levin@physics.msu.ru.
4. Пеганов Алексей Андреевич — студент; тел.: (495) 939-46-10.
