Исследование атомных механизмов структурных и сверхструктурных превращений в сплаве CuAu I тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

Попова Людмила Анатольевна

ИССЛЕДОВАНИЕ АТОМНЫХ МЕХАНИЗМОВ СТРУКТУРНЫХ И СВЕРХСТРУКТУРНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ

В СПЛАВЕ СиАи I

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Специальность 01.04.07 - физика конденсированного состояния

003458218

Барнаул - 2008

003458218

Работа выполнена в Алтайском государственном техническом университете им. И.И. Ползунова и Сибирском физико-техническом институте им. В.Д. Кузнецова при Томском государственном университете

Научный руководитель:

доктор физико-математических наук, профессор Старостенков Михаил Дмитриевич

Официальные оппоненты:

доктор физико-математических наук, профессор Демьянов Борис Федорович

кандидат физико-математических наук, доцент Рудер Давыд Давыдович

Ведущая организация:

Сибирский государственный индустриальный университет

Защита состоится «25» декабря 2008 г. в 12 часов на заседании диссертационного совета Д 212.004.04 при Алтайском государственном техническом университете по адресу: 656038, г. Барнаул, пр. Ленина, 46.

С диссертацией можно ознакомиться в научной библиотеке

Алтайского государственного технического университета им. И.И. Ползунова.

Автореферат разослан « 25 » ноября 2008 г.

Ученый секретарь диссертационного совета, кандидат физико-математических наук

Романенко В.В.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Упорядочивающиеся сплавы и интерметаллиды имеют большое практическое применение в качестве конструкционных материалов, так как обладают целым спектром уникальных физических и физико-механических свойств, таких как прочность, жаропрочность, магнитные свойства.

Среди многообразия сверхструктур, в которые упорядочиваются сплавы, выделяется низкоразмерная, тетрагональная сверхструктура Ll0. Состав сплавов эквиа-томный, упаковка в упорядоченном состоянии представляется чередующейся последовательностью плоскостей {001} ГЦТ решетки, заполняемых атомами компонент А или В. Как правило, эффективные атомные размеры компонент А и В отличаются, поэтому такие системы характеризуются степенью тетрагональное™ по параметрам решетки с/а, отличной от единицы.

Большинство таких сплавов в разупорядоченном состоянии представляет регулярный твердый раствор с упаковкой атомов, соответствующей ГЦК решетке. Упорядочение реализуется при определенной температуре переходом системы из ГЦК упаковки в ГЦТ упаковку в состоянии, близком к полному порядку. В ряде случаев переход осуществляется через упорядоченную орторомбическую кристаллическую структуру, в которой выделяется особый тип планарных дефектов -с-домены.

Очевидно, что анизотропия в упаковке атомами в различных направлениях, связанная с наличием тетрагональности в сплавах сверхструктуры Ll0, должна оказывать влияние на процессы фазового перехода типа порядок-беспорядок.

Как правило, процессы фазового перехода типа порядок-беспорядок протекают в течение длительного времени, кроме того, они регулируются механизмами, развиваемыми на атомном уровне. Поэтому одним из путей решения данной проблемы является применение компьютерного моделирования.

В физике конденсированного состояния используются три метода исследования: теория, реальный эксперимент и компьютерное моделирование, которые развиваются согласованно, дополняя друг друга новыми данными. Компьютерная модель может служить, как средством апробации теоретических представлений, так и наоборот, объяснять или прогнозировать явления, ранее не освещенные теорией и экспериментом в полной мере.

В настоящей работе метод молекулярной динамики применен к исследованию окальной атомной конфигурации вблизи точечных дефектов и их комплексов в порядоченном сплаве CuAu I, к выявлению анизотропии локальной структуры и нергетических соотношений, характеризующих возможность образования дефекта. Методом Монте-Карло исследуются особенности фазовых переходов порядок-еспорядок-порядок в сплаве CuAu при термоактивации в зависимости от времени, концентрации вакансий, деформации, и при отклонении состава от стехиометрии.

Знания структурных особенностей материала позволяют определять набор его физических характеристик, оказывать влияние на конструирование новых материа-ов с заданным набором свойств.

В связи с изложенным, исследование методами компьютерного моделирования томных механизмов структурных и сверхструктурных превращений в сплаве uAu I, на наш взгляд, является актуальным. ~

Сплавы системы медь-золото часто относят к металлургической классике, поэтому в настоящей работе в качестве объекта исследования был взят сплав CuAu I.

Цель работы заключается в исследовании методами компьютерного моделирования влияния фактора анизотропии атомной структуры и упаковки компонент на структурно-энергетические характеристики точечных дефектов и их комплексов в сплаве CuAu I, на особенности фазовых переходов порядок-беспорядок и беспорядок-порядок в сплаве CuAu в зависимости от времени, концентрации вакансий, внешних факторов, таких как температура, деформация всестороннего сжатия-растяжения, и при отклонении состава сплава от стехиометрии

Для достижения данной цели были поставлены следующие задачи:

1. Исследование особенностей и анизотропии локальных смещений атомов вблизи различных типов точеных дефектов и их комплексов в сплаве тетрагональной симметрии по сравнению с ГЦК металлами и сплавами сверхструктуры Ll2 на основе ГЦК решетки на примере сплава CuAu I сверхструктуры Ll0.

2. Выявление наиболее стабильных по энергии образования типов точечных дефектов и их комплексов в полностью упорядоченном сплаве CuAu I.

3. Оценка энергии миграции и активации перемещений атомов по ваканси-онному механизму с целью выявления их роли в диффузии и в структурном и сверхструктурном превращениях в сплаве CuAu I.

4. Исследование влияния температуры, времени, деформации всестороннего сжатия или растяжения и концентрации вакансий на сверхструктурные превращения и особенности изменений структурно-энергетических характеристик в объеме кристалла и в атомных плоскостях различной ориентации.

5. Исследование особенностей фазовых переходов беспорядок-порядок в сплавах CuAu, имеющих отклонения от стехиометрии; трансформации ГЦК структуры регулярного твердого раствора в ГЦТ решетку со сверхструктурой Ll0 и включениями кластеров других фаз.

Научная новизна диссертационной работы заключается в том, что методом молекулярной динамики на атомном уровне исследованы локальные атомные конфигурации вблизи точечных дефектов и их комплексов в модельном сплаве CuAu I. Показано, что тетрагональность сплава и различия в упаковках компонентами взаимно перпендикулярных плоскостей {100} и {001} приводят к значительной анизотропии смещений соседних атомов вблизи точечного дефекта. Степень анизотропии смещений зависит от типа точечного дефекта и его месторасположения. Получен спектр значений энергий образования точечных дефектов. Выявлены энергетически предпочтительные бивакансии, соответствующие паре вакансий в узлах Cu-Cu. Проведены оценки дальнодействия взаимовлияния пар вакансий и пар точечных дефектов замещения, которое связано с анизотропией смещений соседей вблизи точечных дефектов и степенью тетрагональности сплава. Показано, что при наличии точечного дефекта внедрения в любой конфигурации в кристаллической решетке в процессе релаксации он переходит в гантельную конфигурацию ориентации <100>, состоящую из пары атомов Си. В ряде случаев такое превращение сопровождается краудионными смещениями цепочек атомов и образованием точечных дефектов замещения. С помощью метода Монте-Карло показано, что при низких температу-

pax диффузия может осуществляться по вакансионному механизму без нарушения порядка путем перемещения атомов Си по вакантным узлам Си. Показано влияние концентрации вакансий и деформации всестороннего растяжения или сжатия на процессы фазовых переходов порядок-беспорядок. Показано изменение фазового состава в материале при термоциклировании.

Научная и практическая ценность работы состоит в том, что полученные результаты могут быть использованы теоретиками и практиками для развития теории иффузии, при исследовании фазовых превращений порядок-беспорядок в сплавах 1етрагональной симметрии в объемных материалах, в низкоразмерных системах (в 10нких пленках и наноструктурах). Полученные многообразные картины локальных мещений атомов вблизи точечных дефектов демонстрируют анизотропию возможных перемещений атомов в процессах миграции. Приведены атомные механизмы, определяющие миграцию атомов на низкотемпературной стадии, когда не происхо-ят нарушения структурного и сверхструктурного порядков, а также механизмы, приводящие к нарушению структурного и сверхструктурного порядков в высоко-1емпературной области, когда сплав CuAu I сверхструктуры Ll0 на основе ГЦТ решетки переходит в регулярный твердый раствор с ГЦК решеткой. Полученные в настоящей работе результаты могут найти практическое применение при решении проблем использования материалов со сверхструктурой Ll0 в качестве конструкци-нных материалов, а также в случае наноструктур - материалов с определенными ажными свойствами. Результаты компьютерного моделирования могут быть ис-юльзованы в качестве демонстрационного материала для студентов материаловед-еских специальностей, на их базе возможно создание работ для лабораторного рактикума.

На защиту выносятся следующие положения:

1. Особенности локальных смещений атомов в сплаве CuAu I вблизи раз-ичных точечных дефектов и их комплексов связаны с типом точечного дефекта, тепенью тетрагональности сплава, жесткостью межатомных взаимодействий и актором размерного несоответствия атомов компонент.

2. По энергиям образования и миграции при относительно низких темпера-урах предпочтительна миграция атомов Си и движения краудионных пар Cu-Cu доль моноатомных плоскостей, упакованных атомами Си; при этом диффузия не ызывает нарушения структурного и сверхструктурного порядка. Вблизи темпера-ры фазового перехода порядок-беспорядок в процесс миграции включаются и

томы Аи. При этом происходит нарушение ближнего и дальнего порядков в сверх-труктуре, а затем и изменение структурного порядка ГЦТ-»ГЦК.

3. С использованием метода Монте-Карло показано влияние изменения концентрации вакансий, деформации, отклонения от стехиометрии, термоциклиро-вания на особенности фазовых переходов порядок-беспорядок и беспорядок-порядок в сплаве CuAu I.

Работа проводилась в рамках выполнения: грантов РФФИ №05-08-50241 и »07-08-12152; тематических планов НИР АлтГТУ, проводимых по заданию Феде-ального агентства по образованию РФ -№1.1.05.

Апробация работы. Результаты работы доложены и обсуждены на следующих международных и российских научных конференциях:

8-й Всероссийская научная конференция «Краевые задачи и математическое моделирование», Новокузнецк (2006); IX Международная школа-семинар «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах», Барнаул (2006); XVII Петербургские чтения по проблемам прочности, посвященные 90-летию со дня рождения профессора А.Н.Орлова, Санкт-Петербург (2007); II Всероссийская конференция по наноматериалам «НАНО-2007», IV Российско-Белорусский международный семинар «Наноструктурные материалы-2007», Новосибирск (2007); III Международная школа-конференция «Физическое материаловедение» «Наноматериалы технического и медицинского назначения», Тольятти (2007); X Междисциплинарный, международный симпозиум «Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах», Ростов н/Д (2007); Всероссийская научно-техническая конференции студентов, аспирантов и молодых ученых «Проблемы социального и научно-технического развития в современном мире», Рубцовск (2007); 5th International Conference on "Materials Structure and Micromechanics of Fracture", Brno, Czech Republic (2007); XLVII Международная конференция «Актуальные проблемы прочности», Нижний Новгород (2008); 11-й международный симпозиум «Упорядочение в минералах и сплавах», Ростов н/Д (2008); X Международная школа-семинар «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах», Барнаул (2008); X всероссийская научно-техническая конференция «Проблемы социального и научно-технического развития в современном мире», Рубцовск (2008).

Публикации. Результаты работы опубликованы в 16 статьях в центральных и зарубежных изданиях, в том числе 3 в изданиях, рекомендованных ВАК, в одном авторском свидетельстве и в 2 тезисах докладов.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, четырех глав, заключения и списка литературы из 196 наименований. Работа изложена на 216 страницах машинописного текста, содержит 13 таблиц и 95 рисунков.

Работа над четвертой главой диссертации выполнялась под руководством к.ф.-м.н., докторанта Дудник Е.А.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обосновывается актуальность исследуемой проблемы, сформулирована цель диссертационной работы, описаны научная новизна, научная и практическая ценность, основные защищаемые положения. Дается краткое содержание работы по главам.

В первой главе диссертации проводится ойор теоретических и экспериментальных данных о дефектах кристаллической решетки и их влиянии на свойства материала, о структурных особенностях сплавов, в упорядоченном состоянии соответствующих сверхструктуре Ll0, методы их исследования и области применения в качестве конструкционных материалов. Подробно представлены экспериментальные результаты исследований сплавов системы Cu-Au, в том числе особенностей

протекания в них процессов фазовых переходов типа порядок-беспорядок. В этой главе приводится классификация методов компьютерного моделирования, применяемых в физике конденсированного состояния на микроуровне. В конце первой главы сформулированы основные задачи диссертационной работы.

Во второй глава приведены описания потенциалов межатомного взаимодействия и моделей компьютерных экспериментов, используемых в диссертационной работе, изложена методика определения параметров потенциалов Морзе, используемая для нахождения параметров, характеризующих межатомные взаимодействия компонент, и примененная к конкретному сплаву Си3Аи сверхструктуры Ы2. С це-ью решения задач, поставленных в диссертационной работе, найденные потенциа-ы были апробированы на построении диаграмм существования упорядоченных фаз в интервале концентрации компонент от 0% до 100%.

Соотношение между температурами областей существования упорядоченных фаз удовлетворительно коррелирует с экспериментальными данными. На диаграмме состояния выделены двухфазные области. Рассчитанные параметры решетки всех упорядоченных фаз, в том числе и тетрагональной, также неплохо согласуются с экспериментом.

В конце главы приводится методика расчета исследуемых параметров и описание визуализаторов, применяемых при анализе результатов компьютерных экспериментов.

В третьей главы диссертации приводятся результаты, полученные в ходе исследования изменений структурно-энергетических состояний точечных дефектов и их комплексов с использованием метода молекулярной динамики.

Эксперимент выполнялся по следующей схеме. В центр расчетного блока идеального кристалла вводился точечный дефект определенного типа или комплекс дефектов, затем кристалл разогревался до температуры 10 К и в течение 10 Пс компьютерного времени выдерживался в динамике при заданной температуре, после чего выполнялась процедура охлаждения сплава до 0 К. Фиксировалось конечное значение потенциальной энергии кристалла с дефектом, и сохранялись картины релаксационных смещений атомов вблизи данного дефекта. Так как в сверхструктуре Ы0 в направлении <100> располагается последовательность биатомных плоскостей, а в направлении <001> чередуются моноатомные плоскости, состоящие из атомов Си или Аи, картины смещений атомов приводятся в проекциях на данные наборы плоскостей.

Структурные особенности сплава СиАи I должны оказывать влияние на структурные характеристики присутствующих в нем точечных дефектов и их комплексов.

В данной главе рассмотрены следующие типы точечных дефектов: вакансия, точечный дефект замещения (ТДЗ), межузельный атом, в различных конфигурациях, и их комплексы (бивакансия, пара вакансий, пара ТДЗ).

Общей особенностью смещений атомов вблизи точечного дефекта, является тот факт, что в плоскостях семейства {001} наблюдается симметрия смещений атомов относительно данного дефекта, а в биатомных плоскостях {100} явно выражена анизотропия смещения атомов по сравнению с моноатомными плоскостями.

Образование вакансий приводит к изменению локального объема кристалла за счет перемещения на поверхность атома, удаленного из узла. Вокруг вакантного

узла происходит релаксационное смещение атомов, которое может быть представлено наличием областей растяжения или сжатия, уменьшающихся по мере удаления от вакансии. Так как сплав имеет тетрагональную решетку, у атомов Си и Аи разный эффективный размер и разная жесткость межатомных связей, релаксационные смещения атомов вблизи вакантных узлов Си и Аи различаются направлениями и амплитудами.

Пример смещений атомов вблизи вакансии Аи в двух семействах плоскостей (в последовательности трех плоскостей) приведен на рис.1. Рисунок демонстрируют значительную анизотропию смещений атомов в зависимости от расположения атомов относительно дефекта.

О О О О О О О

о о о о о о о о о © о о о

о а о о р о о о а © © о о

о о Ъ р о о о о о >С © о а

о о р о, о о о о с? о о о о

а & о о & о о о о о о с? о

о о о о о о ООО ООО о

о о о о о о о

о о о о о о о о о о о о о

о о о о о о о о о о о о о

о о о о о о о о о- о -о о о

о о о. о о о © о о о о о о

о о о о о о о о о о о о о

о о о о о о о ©_ о о о о о

а)

б)

В)

Иг Я 1

д)

о

о ©

• . I о , • о

© ©

-* о

о © ©

• X*—■*_ 0 0

© © о о ©

0 ■■ 0 41'- в 0

© ё о Ь © ©

» X л -в *

о еГ © © © ©

0 в- I -в в •

© © © а © о

© © © о © ©

0 » О « 0 » 6

© © ©, © © ©

0 » О • 0 0 0

© © © © О О

• О « 4 • •

о © &—& © ©

а о о в -о о о

© о © о О ©

о о о ф с в о

© © © © © о

в • * • • • в

© © © © © ©

©о о о о о ©

0 4 $ 0 О О

ф © © ф © © ©

е> ф © о в ф ©©©ООО© « в 0 1 0 а 0

ф о о О -ООО

9 ф 0 I в ф 0

о О О о о © о

■ф Ф -О о о

©©©по©© ©о © о о о о

II

б)

В)

д)

Рис.1. Картины смещений атомов в плоскостях семейства {001} (I) и семейства {100} (II) вблизи вакансии Аи (масштаб 1:50): а) на плоскости, содержащей вакансию; б) в предшест-

вующей плоскости (первой); в) во второй плоскости; г) пространственные смещения атомов в первой плоскости; д) пространственные смещения атомов во второй плоскости

В данной работе расчет энергии образования вакансии выполнялся по формуле: Е/=(2£,(1) где Е5 - энергия сублимации, Ег - энергия релаксации при удалении атома, С, - минимальная работа, которую нужно затратить, чтобы удалить на бесконечность один атом с идеальной поверхности при Т=0 К. Последний параметр рассчитывался согласно методике, приведенной в [7].

Получены следующие значения энергий образования вакансий:

Е?'(рел)=1,06 эВ, Е^'(рел) =0,95 эВ. Полученные результаты хорошо коррелируют с экспериментальными данными.

Наряду с энергией образования вакансии важной характеристикой служит энергия миграции вакансии. В сплаве СиАи I возможны 4 варианта перескока атомов в вакантные узлы на первой сфере: перескоки атомов Аи или Си в вакантные узлы на моноатомной плоскости {001}, перескок атома Аи в вакантный узел Си и атома Си - в вакантный узел Аи в пределах семейства биатомных плоскостей {100}. На расстоянии второй сферы возможны перескоки атомов Аи или Си в вакантные узлы такого же сорта. Вследствие тетрагональности, можно выделить четыре варианта перескоков атомов в вакантные узлы: по два на моноатомных и биатомных плоскостях. У каждого из атомов Аи или Си перемещение в вакантный узел на биа-омной плоскости оказывается более коротким по сравнению с перемещением на моноатомной плоскости. Энергетические профили миграции атомов в вакантные злы на первой координационной сфере приводятся на рис.2.

Е эЕЗ

/"Ч

У -Чц.

/ N.

"у N.

/ \

/ \

3 А с

в) г)

Рис.2. Изменение общей энергии кристалла при миграции атома в вакантный узел в пределах

первой координационной сферы:

а) атома Си в вакантный узел Си на моноатомной плоскости;

б) атома Си в вакантный узел Аи на биатомной плоскости;

в) атома Аи в вакантный узел Аи на моноатомной плоскости;

г) атома Аи в вакантный узел Си на биатомной плоскости

Как следует из рис.2, перемещение атома Си в вакантный узел Аи приводит к понижению общей энергии кристалла. При этом энергия активации такого переме-

щения оказывается наименьшей (табл.1).

Таблица 1

Энергетические характеристики миграции атома в вакантный узел в первом соседстве

Конфигурация Мигрирующий атом Вакантный узел Ориентация плоскости Энергетический выигрыш (эВ) Энергия миграции (эВ) Энергия активации (эВ)

1 Си Си <001> 0,000 1,644 2,704

2 Си Аи <100> 0,396 0,864 1,924

3 Аи Аи <001> 0,000 2,954 3,904

4 Аи Си <100> -0,542 1,387 2,337

Энергетические барьеры миграции атомов во вторую сферу оказываются более высокими. Поэтому миграция атомов по данному механизму при относительно низких температурах маловероятна.

Были исследованы комплексы, состоящие из двух вакансий, рассчитаны энергии образования бивакансий и взаимодействия более удаленных пар вакансий. Было показано, что эффект взаимодействия между парами вакансий в узлах Аи и Си проявляется вплоть до расстояния между ними, равного расстоянию между пятью плоскостями, а в случае пар вакансий одного типа - до шести плоскостей типа {100} или {001}. Анизотропия локальных смещений атомов вблизи бивакансий еще более выражена по сравнению со смещениями вблизи одиночных вакансий. Наиболее ярко выражена анизотропия смещений атомов вблизи пар вакансий в узлах Аи и Си.

При наличии точечных дефектов замещения (ТДЗ) общая энергия кристалла с учетом релаксации изменяется на величины:

ЕщГА" (Рвл) = °>03 ъв> ЕтюС" (Рел) = 0,343эВ.

То есть предпочтительным является наличие ТДЗ атома Си в узле Аи.

Смещения атомов в целом вблизи ТДЗ оказываются значительно меньшими по сравнению со смещениями атомов вблизи вакансий, однако фактор анизотропии проявляется и в этом случае.

Несмотря на меньшие абсолютные величины смещений атомов вблизи пар ТДЗ по сравнению с парами вакансий, протяженность взаимодействия между ними оказывается такой же.

Следующая серия экспериментов была посвящена исследованию межузельных атомов и определению стабильных гантельных конфигураций.

Методика исследования межузельных атомов состояла из двух этапов: частичной релаксации, когда межузельный атом был жестко закреплен относительно узла кристаллической решетки, и полной релаксации, когда все атомы могли свободно перемещаться, по методу молекулярной динамики при относительно невысокой температуре.

В упорядоченном сплаве АВ в зависимости от сортов окружающих атомов возможны две конфигурации октаэдрических междоузлий: А4В2 (4 атома сорта А и 2 атома сорта В); А2В4 (2 атома сорта А и 4 атома сорта В). В сплаве СиАи I в каждую

дую из этих конфигураций может быть внедрен атом Си или Аи. Значения энергий образования межузельных атомов, внедренных в октаэдрические междоузлия, до релаксации и после частичной релаксации представлены в таблице 2.

Таблица 2

Энергетические характеристики точечных дефектов внедрения в октаэдрических междоузлиях в

сплаве СиАи I

Внедренный атом Си Внедренный атом Аи

Конфигурация А4В2 А2В4 А4В2 А2В4

Энергия дефекта внедрения до релаксации, эВ 7,041 7,549 14,244 15,161

Энергия дефекта внедрения после релаксации, эВ 2,310 3,578 3,179 5,018

Межузельные атомы характеризуются большими энергиями образования по сравнению с энергиями образования вакансий и большими смещениями атомов вблизи дефекта.

После выполнения полной релаксации во всех конфигурациях была образована гантель Cu-Cu с осью <001> на моноатомной плоскости Си. При внедрении атома Аи рядом с гантелью был образован еще один дефект - ТДЗ Аи в узле Си. Энергии образования дефектов внедрения стали равными 2,08эВ (для атома Си) и 2,35эВ (для атома Аи).

Для подтверждения факта, что полученная гантель является наиболее предпочтительной для данного сплава, были смоделированы и исследованы гантельные конфигурации различных типов и ориентации. Расчет энергий их образования проводился после процедуры частичной релаксации, выполняемой при условии сохранения ориентации гантелей. В результате было получено, что наименьшей энергией образования обладает гантель Cu-Cu с осью <001 > на моноатомной плоскости Си. Затем была проведена процедура полной релаксации, после которой все гантели перестроились в гантель Cu-Cu с осью <001>. В зависимости от типа задаваемых гантельных конфигураций перестройка в устойчивую гантель может быть реализована по короткой траектории, либо по достаточно длинной траектории, когда начинают работать краудионные механизмы смещений атомов, с образованием по пути

о о в а •

ф О Ф О © • 4 в о

о & © ® о в О в © о о

о » о о Р « О о о

& о- о 0 © о в е в о

о © о а © в о в в о в

а) 6)

Рис.3. Возможные траектории смещений атомов при перестройке гантельных конфигураций

Полученные результаты показывают, что гантель Cu-Cu с осью <001> на моноатомной плоскости Си в сплаве CuAu I является единственной стабильной гантельной конфигурацией при внедрении атома Си или Аи.

В четвертой главе диссертации методом Монте-Карло проводились исследования изменений структурно-энергетических характеристик сплава CuAu в областях фазового перехода порядок-беспорядок.

Расчетный блок кристалла содержал 36x36x36 элементарных ячеек или порядка 2-Ю5 атомов, на его границы накладывались периодические условия. Взаимодействия между атомами задавались наборами парных потенциальных функций Морзе, учитывался температурный коэффициент линейного расширения параметров решетки. Использовался только вакансионный механизм диффузии. В большей части экспериментов задавалась одна вакансия на расчетный блок, что соответствует концентрации Cv, примерно равной 5,36-10"6. Данное значение для реального кристалла соответствует низкотемпературной концентрации вакансий, поэтому температуры фазовых переходов несколько завышены. Мы сознательно пошли на такое занижение концентрации вакансий, а, следовательно, более высокую по сравнению с реальным экспериментом температуру фазового перехода порядок-беспорядок для того, чтобы детально проследить за действием одной вакансии в процессе диффузии и перестройки порядка в сверхструктуре. Предполагалось, что состояние системы может изменяться только в дискретные моменты времени. В данной работе не осуществлялся переход к реальному времени, поэтому продолжительности экспериментов определялись в условных единицах времени (итерациях). Компьютерные эксперименты выполнялись при температурах (Т) от 200К до 1200К с шагом 200К. Температура сплава была постоянной и одинаковой во всем расчетном блоке. Число итераций составляло 5-106.

В экспериментах вычислялись значения конфигурационной и свободной энергий кристалла, параметры ближнего и дальнего порядков, определялся фазовый состав сплава.

Параметр ближнего порядка на i-й координационной сфере в приближении Каули:

С„

где рАВ - вероятность того, что соседом атома сорта А, находящегося в центральном

узле, является атом сорта В; Св - концентрация атомов сорта В.

Параметр дальнего порядка в приближении Горского-Брэгга-Вильямса:

„-^"-^ (3)

1-V

где СА - концентрация атомов сорта A; v - концентрация узлов подрешетки первого типа; /><» - вероятность заполнения атомами компоненты А узлов первого типа.

Для выявления влияния фактора анизотропии на структурно-энергетические характеристики сплава средняя конфигурационная энергия кристалла на атом (рис.4) и параметр ближнего порядка (рис.5) рассчитывались в объеме кристалла и отдельно для двух семейств атомных плоскостей: биатомных {100} и моноатомных {001}.

О 200 <00 600 еоо

а) б)

Рис.4. Изменение средней конфигурационной энергии на атом в сплаве СиАи при разупоря-дочении: а) в объеме кристалла; б) в различных семействах атомных плоскостей

ыоноатоиные плоскости

: Ч

' "Г.....Ч '

'_'_ч ■

~5 аю т?к

Сиэтоиные плоскости

а) б)

Рис.5. Температурная зависимость параметра ближнего порядка на первой координационной сфере в сплаве СиАи: а) в объеме кристалла; б) отдельно на моноатомных и биатомных плоскостях

Графики зависимостей конфигурационной энергии (рис.4 а) и параметра ближнего порядка на первой сфере (рис.5 а) от температуры показывают, что разупоря-дочение сплава СиАи I начинается при температуре выше 400К, скорость фазового перехода порядок-беспорядок возрастает при температурах от 600К до 1000К. После чего заметные изменения значений конфигурационной энергии и параметра ближнего порядка не наблюдались. Результаты, полученные при расчетах таких же характеристик отдельно для моноатомных и биатомных плоскостей, можно интерпретировать как факторы, характеризующие уровень анизотропии в модельном сплаве. На рис.4 (б) и 5 (б) показано, что в атомных плоскостях различных ориентаций значения энергии и параметры ближнего порядка на первой координационной сфере, а также скорости их изменений, различаются.

С целью определения того, какие атомы являются наиболее подвижными, и по подрешеткам какой компоненты преимущественно движется вакансия, проводился анализ движения вакансии при термоактивации модельного сплава отдельно в двух семействах плоскостей: {100} и {001}. Для каждой температуры были рассчитаны и построены интегральные зависимости числа скачков атомов на место вакантных узлов от номеров плоскостей (выраженные в процентах от общего числа перемещений), и зависимости максимального числа перемещений вакансии (подряд) по плоскостям каждого их выбранных семейств от номеров плоскостей.

Полученные результаты показали, что при относительно низких температурах (до 600К) скачки атомов по вакансионному механизму в модельном сплаве СиАи I

соответствовали миграции атомов Си по подрешеткам Си. При этом интенсивность скачков в моноатомных плоскостях оказалась в два раза больше, чем в биатомных плоскостях, а максимальные длины траекторий перемещения вакансии внутри плоскостей различной ориентации различались почти в 5 раз. С ростом температуры снизился уровень анизотропии перемещений атомов Аи и Си по различным типам плоскостей. При температуре 1000К активность атомов Аи возросла, а атомов Си -снизилась, соотношение интенсивности скачков атомов разного сорта стало менее выраженным.

Было определено влияние деформации всестороннего сжатия-растяжения на изменения структурно-энергетических характеристик сплава при фазовом переходе порядок-беспорядок. Деформация задавалась путем изменения параметров решетки. Получено, что при деформации всестороннего сжатия структурные изменения в сплаве начинаются при более высокой температуре по сравнению с недеформиро-ванным кристаллом, а при деформации растяжения, наоборот, фазовый переход порядок-беспорядок происходит при более низкой температуре кристалла.

С целью выявления влияния концентрации вакансии на температуру и время активации фазового перехода порядок-беспорядок в расчетный блок упорядоченного сплава СиАи I случайным образом вводились 1-2-4-6 вакансий при условии сохранения стехиометрии, таким образом, концентрация вакансий изменялась от 5,36-Ю'6 до 3,21 -10'5. Установлено, что при повышении концентрации вакансий скорость изменения структурно-энергетических характеристик увеличивается. В качестве примера приведен график зависимости параметра дальнего порядка от температуры при разной концентрации вакансий в сплаве СиАи (рис.6).

В сплаве с меньшей концентрацией вакансий (5,36-10"6) дальний порядок сохранялся при более высокой температуре (около 850К) по сравнению со сплавом, имеющем большую концентрацию вакансий (3,2Ы0"5).

В серии экспериментов по термоциклированию определялись изменения параметров решетки, степени тетрагональности и структурно-энергетических характеристик сплава СиАи эквиатомного состава в цикле нагрев-охлаждение. Стартовый блок кристалла представлял собой идеальную кристаллическую решетку, соответствующую сверхструктуре Ы0. В расчетном блоке кристалла концентрация вакансий составляла 3,21-10"5. При каждой температуре проведено 5-Ю6 итераций. Ступенчатый нагрев сплава выполнялся при температурах от 200К до 1000К, затем выполнялось ступенчатое охлаждение сплава до Т=200К. Шаг изменения температуры ДТ=100К.

Результаты, полученные при термоциклировании сплава СиАи I, показывают, что при нагреве сплава до температуры порядка 700К кристаллическая решетка из тетрагональной перестраивалась в кубическую. В процессе охлаждения, наоборот,

температуры при изменении концентрации вакансий в сплаве СиАи и числе итераций, равном 5-106

при температуре ниже 700К кристаллическая решетка вновь становилась тетрагональной. На рис.7 приведены графики изменений конфигурационной энергии и параметра ближнего порядка на первой сфере в сплаве CuAu при термоциклировании.

а) б)

Рис.7. Петли гистерезиса в изменении конфигурационной энергии (а) и параметра ближнего порядка на первой сфере (б) в сплаве CuAu при термоциклировании

Существенные различия в структурно-энергетических характеристиках сплава при фазовых переходах порядок-беспорядок и беспорядок-порядок наблюдались в температурном диапазоне от ЗООК до 700К (рис.7). Первоначально расчетный блок имел монодоменную структуру. После завершения эксперимента структурный состав сплава изменился: образовались два типа антифазных доменов одинаковой ориентации.

В следующей серии экспериментов проводились исследования особенностей фазового перехода беспорядок-порядок в сплаве CuAu эквиатомного состава и в сплавах, имеющих отклонения от стехиометрии. В стартовой конфигурации атомы были распределены случайным образом по объему кристалла при условии сохранения концентрации компонент. Эксперименты проводились при понижении температуры от 800К до 200К с шагом 20К. В расчетный блок вводилась одна вакансия. При каждой температуре было проведено 2,4-107 итераций, пересчет параметров решетки выполнялся через каждые 2-106 итераций.

В результате получены зависимости структурно-энергетических характеристик сплава и степени его тетрагональное™ от температуры, изменения фазового состава сплава, определены температурные интервалы образования различных фаз.

Получено, что в сплаве CuAu стехиометрического состава изменения параметров решетки начинались при температуре ниже 660К, резкие их изменения наблюдались при температуре 620К, затем значения параметров решетки стабилизировались (рис.8). Полученные значения хорошо согласуются с экспериментальными данными.

Рис.8. Зависимость параметров решетки сплава СиАи эквиатомного состава от температуры

Сплав эквиатомного состава при упорядочении приобрел большую степень тетрагональности по сравнению со сплавами, имеющими отклонения от стехиометрии (рис.9). Меньшая степень тетрагональное™ наблюдалась в сплаве, в составе которого процентное соотношение атомов Си было меньше, чем атомов Аи.

В фазовых составах сплавов, имеющих отклонения от стехиометрии, в результате упорядочения были обнаружены антифазные домены, соответствующие сверхструктуре Ll0, одинаковой ориентации и зародыши фаз, соответствующих сверхструктуре L12.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. Показана анизотропия локальных смещений атомов вблизи точечных дефектов (вакансий, ТДЗ, межузельных атомов) в сплаве CuAu I. Амплитуды локальных смещений атомов усреднено распределяются по типам точечных дефектов в пропорциях 1:2:10 для последовательности ТДЗ-вакансия-межузельный атом. Анизотропия смещений приводит к локальному нарушению симметрии системы.

2. По рассчитанным значениям энергий образования дефектов в сплаве CuAu I оказываются предпочтительными вакансии в узле Аи, ТДЗ, когда узел Аи замещается атомом Си, межузельный атом Си, гантельная пара Си-Си с осью <100>, расположенная на моноатомной плоскости Си. При объединении точечных дефектов энергетически выгодными являются пары вакансий Cu-Cu, пары ТДЗ, образованные атомами Си и Аи.

3. Исследования потенциальных барьеров миграции показали, что при миграции атома Си в вакантный узел Аи энергия кристалла понижается на величину 0,396эВ. Тогда как перемещение атома Аи в противоположном направлении вызывает повышение энергии примерно на такую же величину. Предпочтительной является миграция по вакансионному механизму атомов Си по сравнению с миграцией атомов Аи.

4. При исследовании межузельных атомов с использованием разных моделей установлено, что атомы, внедренные в октаэдрические междоузлия, и различные типы гантельные конфигурации трансформируются в гантель Cu-Cu с осью <100> на моноатомной плоскости Си, которая является единственной устойчивой гантелью в сплаве CuAu I. Такая трансформация в зависимости от первоначального положения и атомного состава (при наличии атомов Аи в гантельных парах) может сопровождаться краудионными смещениями атомов и образованием ТДЗ.

,-.-1-1-1-i-1-■-1-'-'-1- U.Ü.'

еш 7т ?га esp бх я: еш ¿и <х ж от но от ¡

I ■ SGToCu —«— ИЪСи — - -5S'-tCu|

Рис.9. Изменение степени тетрагональное™ сплава

5. С использованием метода Монте-Карло показано, что структурно-энергетические характеристики сплава CuAu I зависят от температуры и времени термоактивации. Показаны различия в характере изменений ближнего и дальнего порядков, конфигурационной энергии, как в объеме кристалла, так и по плоскостям определенной ориентации при термоактивации сплава.

6. Исследования показали, что при относительно низких температурах (до 400К) диффузия в сплаве CuAu I происходит за счет перемещения атомов Си по подрешеткам Си при наличии вакансии. При этом не нарушается порядок сверхструктуры. При повышении температуры до 600К относительная подвижность атомов Au возрастает и приближается с ростом температуры к подвижности атомов Си. С дальнейшим ростом температуры уменьшается различие в подвижности атомов Си и Au по плоскостям и направлениям.

7. Установлено, что в цикле нагрев-охлаждение происходит циклическая трансформация кристаллической решетки: ГЦТ->ГЦК-*ГЦТ. В конечной конфигурации в структуре сплава образуются антифазные домены двух типов одинаковой ориентации, при этом параметры решетки, степень тетрагонально-сти, энергетические характеристики и параметр ближнего порядка незначительно отличаются от первоначальных.

8. Показано, что нарушение стехиометрического состава сплава CuAu снижает температуру начала фазовых переходов беспорядок-порядок, приводит к понижению степени тетрагональности. В структуре сплава наряду с упорядоченными доменами по типу сверхструктуры Ll0, разделенными антифазными границами, имеются области, соответствующие зародышам сверхструктуры LI2, и остатки разупорядоченных фаз.

ЛИТЕРАТУРА

1. Штремель М.А. Прочность сплавов. Ч 1. Дефекты решетки. - М.: Металлургия, 1982.280 с.

2. Смитлз К.Дж. Металлы: Справ. - М.: Металлургия, 1980, 447 с.

3. Вол А.Е., Каган И.К. Строение и свойства двойных металлических систем. -М: Наука, 1976, т. III. С.80-115.

4. Волленбергер Г.Й. Точечные дефекты. - В кн.: Физическое металловедение. Т. 3. Физико-механические свойства металлов и сплавов / Под. ред. Р. Кана. -М.: Мир, 1987. С. 5-74.

5. Орлов А.Н., Трушин Ю.В. Энергии точечных дефектов в металлах. - М.: Энергоатомиздат, 1983. 80 с.

6. Кривоглаз М.А., Смирнов A.A. Теория упорядочивающихся сплавов. М.: Физматгиз, 1958. 388 с.

7. Аксенов М.С. Исследование механизмов миграции и агрегатизации точечных дефектов в ГЦК металлах. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физ.-мат. наук. - Барнаул, 2006. 179 с.

Основные результаты диссертации изложены в следующих работах:

1. Старостенков М.Д., Дудник Е.А., Попова JT.A. Влияние деформации и температуры нагрева на изменение порядка в интерметаллиде Ni3Al // Деформация и разрушение материалов, 2008, №2. С. 13-16.

2. Потекаев А.И., Дудник Е.А., Старостенков М.Д., Попова JI.A. Термоактивируе-мые перестройки структуры бинарного сплава Cu3Au при отклонении от сте-хиометрического состава // Изв. вузов. Физика, 2008, № 10. С.53-62.

3. Starostenkov М, Dudnik Е., Popova L. and Chernykh Е. Planar defects and their role in physics-mechanical properties of ordered alloys and intermetallides. - Materials Science Forum Vols. 567-568 (2007). P. 117-121.

4. Попова Л.А., Дудник E.A., Старостенков М.Д. Моделирование процесса разупо-рядочения в сплавах состава AB с тетрагональной кристаллической решеткой (статика I). Свидетельство о государственной регистрации программы для ЭВМ. - 22 июля 2008г. № 2008613466.

5. Дудник Е.А., Попова JI.A., Старостенков М.Д. Исследование влияния концентрации вакансий на процесс разупорядочения в сплавах сверхструктуры Ll0 // Краевые задачи и математическое моделирование: Материалы 8-й Всероссийской научной конференции. - Новокузнецк: РИО НФИ КемГУ. - Новокузнецк, 2006. С. 32-37.

6. Старостенков М.Д., Дудник Е.А., Попова JI.A. Особенности процесса разупорядочения в сплаве CuAu I // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - Барнаул: Изд-во АлтГТУ, 2006, №3. С. 87-93.

7. Старостенков М.Д., Дудник Е.А., Попова JI.A. Сравнительный анализ процесса разупорядочения в сверхструктурах Ll0 и Ll2 // XVII Петербургские чтения по проблемам прочности. Санкт-Петербург, 10-12 апреля 2007 г.: сборник материалов. 4.1. - СПб., 2007. С.89-92.

8. Дудник Е.А., Старостенков М.Д., Попова Л.А., Хорошилов Д.Е. Исследование термоактивированных превращений доменной структуры в бинарных сплавах // Наноматериалы технического и медицинского назначения (III Международная школа «Физическое материаловедение»): Сборник материалов / под ред. A.A. Викарчука. Самара, Тольятти, Ульяновск, Казань, 24-28 сентября. 2007г. -Тольятти: ТГУ, 2007. С. 278-280.

9. М.Д. Старостенков, Е.А. Дудник, JI.A. Попова Исследование процесса разупорядочения в сплавах Cu Au и Cu3Au // 10-ый Международный симпозиум «Упорядочение в минералах и сплавах». - ОМА-Ю. - Ростов-на-Дону, п. JIoo, 19-24 сентября 2007 г.: Труды симпозиума. Ч. II. - Ростов н/Д: ИПО ПИ ЮФУ, 2007. С. 150-153.

10. Попова Л. А., Дудник Е. А., Старостенков М. Д. Исследование термоактивируе-мой структурной трансформации бинарного сплава CuAu // XLVII Международная конференция «Актуальные проблемы прочности». Н. Новгород, 1-5 июля 2008 г.: материалы конференции. Ч. 1. - Н. Новгород, 2008. С. 45-47.

11. Старостенков М.Д., Дудник Е.А., Попова Л.А. Исследование зависимости процесса упорядочения сплава CuAu при отклонении отэквиатомного состава // lift международный симпозиум «Упорядочение в минералах и сплавах». - ОМА-

11. - Ростов-на-Дону, п. JToo, 10-15 сентября 2008 г.: Труды симпозиума. Том II. - Ростов н/Д: Изд-во СКНЦ ВШ ЮФУ АПСН, 2008. С.182-185.

12. Мясниченко B.C., Попова Л.А., Дудник Е.А., Старостенков М.Д. Исследование энергетических и структурных характеристик сплавов системы Cu-Au // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - Барнаул: Изд-во Ал-тГТУ, 2008, №3. С.28-32.

13. Дудник Е.А., Мясниченко B.C., Попова JI.A., Старостенков М.Д. Исследование структурно-фазового равновесия в двухкомпонентных системах // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - Барнаул: Изд-во АлтГТУ, 2008, №3. С. 84-89.

14. Попова Л.А., Дудник Е.А., Старостенков М.Д. Анизотропия локальных смещений атомов вблизи точечных дефектов в упорядоченных сплавах сверхструктуры Ll0 Н Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - Барнаул: Изд-во АлтГТУ, 2008, №3. С. 94-98.

15. Попова Л.А., Дудник Е.А., Старостенков М.Д. Термоактивируемые структурные превращения в анизотропном бинарном сплаве состава AB сверхструктуры Ll0 // Труды Рубцовского индустриального института: Выпуск 16: Естественные науки. - Рубцовск, 2007. С. 31-40.

16. Попова Л.А. Исследование процесса фазового перехода порядок-беспорядок в модельном сплаве CuAu, содержащем антифазные границы // Проблемы социального и научно-технического развития в современном мире: Материалы всероссийской научно-технической конференции студентов, аспирантов и молодых ученых 19-20 апреля 2007г. Ч. I. - Рубцовский индустриальный институт. - Рубцовск, 2007. С. 18-20.

17. Дудник Е.А., Попова Л.А. Моделирование трансформации атомной структуры в упорядочивающихся сплавах и интерметаллидах под влиянием температуры и деформации // В сб.тезисов докладов III Российской научно-технической конференции. - Екатеринбург, 2007. С.66.

18. Дудник Е.А., Старостенков М.Д., Попова Л.А. Исследование кинетики сегрегации низкоразмерных структурных особенностей вблизи антифазных границ в упорядочивающихся бинарных сплавах // II Всероссийская конференция по на-номатериалам «НАНО-2007». 13-16 марта 2007г., Новосибирск. Сборник тезисов. - Новосибирск, 2007. С. 454.

19. Чаплыгина A.A., Попова Л.А. Моделирование структурных превращений в сплавах нестехиометрического состава // Проблемы социального и научно-технического развития в современном мире: Материалы X всероссийской научно-технической конференции 17-18 апреля 2008г. Ч. I. Рубцовск. - Рубцовский индустриальный институт, 2007. С.51-53.

Введение.

I. Исследования структурно-энергетических характеристик упорядоченных сплавов.

1.1. Структурные характеристики металлов и сплавов и влияние на них дефектов кристаллической решетки.

1.2. Сплавы со сверхструктурой Ll0.

1.3. Система Cu-Au.

1.4. Методы компьютерного моделирования в физике конденсированного состояния.

1.5. Постановка задачи.

II. Построение компьютерной модели.

2.1. Объект исследования.

2.2. Описание методов компьютерного моделирования, применяемых при решении поставленных задач.

2.3. Исследуемые параметры и визуализаторы.

III. Структурно-энергетические характеристики точечных дефектов и их комплексов в бинарном сплаве.

3.1. Структурно-энергетические характеристики одиночных вакансий в упорядоченном сплаве CuAu 1.

3.1.1. Исследование активационных барьеров миграции атомов по вакансионному механизму.

3.1.2. Структурно-энергетические характеристики одиночных вакансий в упорядоченных сплавах Cu3Au, Ni3А1 и чистом Си.

3.2. Структурно-энергетические свойства комплексов из двух взаимодействующих вакансий в сплаве CuAu 1.

3.2.1. Бивакансии.

3.2.2. Вакансионные комплексы.

3.3. Структурно-энергетические свойства точечных дефектов замещения в сплаве CuAu 1.

3.3.1. Свойства одиночных ТДЗ в сплаве CuAu 1.

3.3.2. Свойства одиночных ТДЗ в сплаве Cu3Au.

3.3.3. Комплексы из двух ТДЗ в сплаве CuAu I и их свойства.

3.4. Точечные дефекты внедрения и их структурно-энергетические параметры.

3.4.1. Исследование стабильности межузельных атомов, помещаемых в октаэдрические междоузлия.

3.4.2. Гантельные конфигурации межузельных атомов.

IV. Исследование механизмов структурных и сверхструктурных превращений в сплаве CuAu I с использованием метода Монте-Карло.

4.1. Термоактивируемые структурные и сверхструктурные превращения в сплаве CuAu 1.

4.2. Исследование активности миграции атомов по вакансионному механизму по моноатомным и биатомным плоскостям ориентаций <001> и <100>.

4.3. Исследование влияния деформаций всестороннего сжатия и растяжения на фазовый переход порядок-беспорядок.

4.4. Исследование влияния концентрации вакансий на температуру и время активации фазового перехода порядок-беспорядок в сплаве CuAu.

4.5. Исследование изменений структурно-энергетических характеристик сплава CuAu при термоциклировании.

4.6. Трансформацияхтруктуры и сверхструктуры ГЦК-ГЦТ сплава CuAu стехиометрического состава, происходящие при охлаждении из твердого раствора.

4.7. Структурная и сверхструктурная перестройки сплавов CuAu, имеющих отклонения от стехиометрического состава, в процессе охлаждения из твердого раствора.

Упорядочивающиеся сплавы и интерметаллиды имеют большое практическое применение в качестве конструкционных материалов, так как обладают целым спектром уникальных физических и физико-механических свойств, таких как прочность, жаропрочность, магнитные свойства. Разнообразие свойств таких систем по сравнению с металлами и сплавами, представляющими регулярные твердые растворы, базирующимися на упаковке структуры в стандартном наборе кристаллических решеток, связано с тем, что им соответствует значительно большее разнообразие сверхструктурных упаковок узлов кристаллических решеток компонентами сплавов. Стабильность свойств таких материалов определяется фактором атомного упорядочения в распределении компонент по подрешеткам. Состояние порядка сплава, фазовые превращения порядок-беспорядок определяются наличием в материале различных дефектов, среди которых важную группу составляют точечные дефекты — вакансии, дефекты замещения, примеси, междоузлия, и их комплексы.

Наличие точечных дефектов в сплаве вызывает нарушение в нем ближнего порядка, а их термоактивируемая миграция и агрегатизация приводят к нарушению дальнего порядка. Энергия образования, нарушения кристаллической структуры и сверхструктуры вблизи точечных дефектов являются определяющими параметрами, характеризующими температуру начала, интенсивность и температурный интервал сверхструктурного перехода материала типа порядок-беспорядок. Данные характеристики меняются в зависимости от наличия различных типов внешних воздействий на материал, таких как давление (деформация), интенсивность и продолжительность разогрева, при отклонении состава сплава от стехиометрии.

Среди многообразия сверхструктур, в которые упорядочиваются сплавы, выделяется низкоразмерная, тетрагональная сверхструктура Ll0. Состав таких сплавов эквиатомный, упаковка в упорядоченном состоянии представляется чередующейся последовательностью плоскостей типа {100} ГЦТ решетки, заполняемой атомами компонент А или В. Как правило, эффективные атомные размеры компонент А и В отличаются, поэтому такие системы характеризуются степенью тетрагональности по параметрам решетки с/а, отличной от единицы.

Наименьшие отношения с/а, найденные для сплавов CuTi и PdZn, составляют 0,64 и 0,82 соответственно, наибольшее отношение с/а найдено для сплава TiAl и составляет 1,02 [1].

Большинство таких сплавов в разупорядоченном состоянии представляет регулярный твердый раствор с упаковкой атомов, соответствующей ГЦК решетке. Упорядочение реализуется при определенной температуре переходом системы из ГЦК упаковки в ГЦТ упаковку в состоянии, близком к полному порядку. В ряде случаев переход осуществляется через упорядоченную орторомбическую кристаллическую структуру, в которой выделяются особый тип планарных дефектов — с-домены.

Сплавы NiPt, CoPt, CoPd, FePt, FePd при определенных режимах термомеханической обработки обнаруживают оптимальное сочетание высоких значений прочности и пластичности [2]. Кристаллические структуры и тоньсие пленки, образованные из эквиатомных упорядоченных сплавов, в состав которых входят Со и Fe, являются конструкционными материалами, получившими распространение благодаря их магнитным свойствам.

Систему медь-золото часто относят к металлургической классике, так как эти металлы могут образовывать твердые растворы при любом соотношении компонент. Параметр решетки линейно изменяется в зависимости от концентрации компонент сплава. При соотношениях Си и Аи 1:3 и 3:1 образуются стехиометрические сплавы CuAu3 и Cu3Au (соответственно), упорядочивающиеся по типу сверхструктуры Ll2.

При концентрации компонент, близкой к эквиатомной, соединение CuAu в упорядоченном состоянии существует в двух модификациях CuAu I и CuAu II, имеющих соответственно тетрагональную и орторомбическую структуры. В этом случае в процессе упорядочения имеют место следующие превращения: «неупорядоченный твердый раствор -» CuAu II -» CuAu I». Степень тетрагональности сплава составляет величину, равную 0,92-0,93 [1,3-4].

Очевидно, что анизотропия в упаковке атомами в различных направлениях, связанная с наличием тетрагональности в сплавах со сверхструктурой Ll0, должна оказывать влияние на анизотропию процесса фазового перехода типа порядок-беспорядок.

Как правило, процессы фазового перехода типа порядок-беспорядок протекают в течение длительного времени, кроме того, они регулируются механизмами, развиваемыми на атомном уровне. Поэтому одним из путей решения данной проблемы является применение компьютерного моделирования.

В настоящее время в физике конденсированного состояния используются три метода исследования: теория, реальный эксперимент и компьютерное моделирование, которые развиваются согласованно, дополняя друг друга новыми данными. Компьютерная модель может служить, как средством апробации теоретических представлений, так и наоборот, объяснять или прогнозировать явления, ранее не освещенные теорией и экспериментом в полной мере.

В настоящей работе метод молекулярной динамики применен к исследованию локальных атомных конфигураций вблизи точечных дефектов и их комплексов в упорядоченном сплаве CuAu I, к выявлению анизотропии локальной структуры и энергетических соотношений, характеризующих возможность образования дефекта. Методом Монте-Карло исследуются особенности фазовых переходов порядок-беспорядок и беспорядок-порядок в сплаве CuAu при термоактивации в зависимости от времени эксперимента, концентрации вакансий, деформации и отклонения от стехиометрии.

Знания структурных особенностей материала позволяют определять набор его физических характеристик, оказывать влияние на конструирование новых материалов с заданным набором свойств.

В связи с изложенным, исследование методами компьютерного моделирования атомных механизмов структурных и сверхструктурных превращений в сплаве CuAu I, на наш взгляд, является актуальным.

Цель работы заключается в исследовании методами компьютерного моделирования влияния фактора анизотропии атомной структуры и упаковки компонент на структурно-энергетические характеристики точечных дефектов и их комплексов в сплаве CuAul, на особенности фазовых переходов порядок-беспорядок и беспорядок-порядок в сплаве CuAu I в зависимости от времени, концентрации вакансий, внешних факторов, таких как температура, деформация всестороннего сжатия или растяжения, и при отклонении состава сплава от стехиометрии.

Научная новизна диссертационной работы заключается в том, что методом молекулярной динамики на атомном уровне исследованы локальные атомные конфигурации вблизи точечных дефектов и их комплексов в модельном сплаве CuAu I. Показано, что тетрагональность сплава и различия в упаковке компонентами взаимно перпендикулярных плоскостей {100} и {001} приводит к значительной анизотропии смещений соседних атомов вблизи точечного дефекта. Степень анизотропии смещений зависит от типа точечного дефекта и его месторасположения. Получен спектр значений энергий образования точечных дефектов. Выявлены энергетически предпочтительные бивакансии, соответствующие паре вакансий в узлах СиСи. Проведены оценки дальнодействия взаимовлияния пар вакансий и пар точечных дефектов замещения, которое связано с анизотропией смещений соседей вблизи точечных дефектов и степенью тетрагональности сплава. Показано, что при наличии точечного дефекта внедрения любой конфигурации в кристаллической решетки в процессе релаксации он переходит в гантельную конфигурацию ориентации <100>, состоящую из пары атомов Си. В ряде случаев такое превращение сопровождается краудионными смещениями цепочек атомов и образованием точечных дефектов замещения. С помощью метода Монте-Карло показано, что при низких температурах диффузия может осуществляться по вакансионному механизму без нарушения порядка путем перемещения атомов Си по вакантным узлам Си. Показано влияние концентрации вакансий и деформации всестороннего растяжения или сжатия на процессы фазовых переходов порядок-беспорядок. Показано изменение фазового состава сплава при термоциклировании.

Настоящая диссертация состоит из введения, четырех глав и заключения.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

1. Показана анизотропия локальных смещений атомов вблизи точечных дефектов (вакансий, ТДЗ, межузельных атомов) в сплаве CuAu I. Амплитуды локальных смещений атомов усреднено распределяются по типам точечных дефектов в пропорциях 1:2:10 для последовательности ТДЗ-вакансия-межузельный атом. Анизотропия смещений приводит к локальному нарушению симметрии системы.

2. По рассчитанным значениям энергий образования дефектов в сплаве CuAu I оказываются предпочтительными вакансии в узле Аи, ТДЗ, когда узел Аи замещается атомом Си, межузельный атом Си, гантельная пара Си-Си с осью <100>, расположенная на моноатомной плоскости Си. При объединении точечных дефектов энергетически выгодными являются пары вакансий Cu-Cu, пары ТДЗ, образованные атомами Си и Аи.

3. Исследования энергетических барьеров миграции показали, что при миграции атома Си в вакантный узел Аи энергия кристалла понижается на величину 0,396эВ. Тогда как перемещение атома Аи в противоположном направлении вызывает повышение энергии примерно на такую же величину. Предпочтительной является миграция по вакансионному механизму атомов Си по сравнению с миграцией атомов Аи.

4. При исследовании межузельных атомов с использованием разных моделей установлено, что атомы, внедренные в октаэдрические междоузлия, и различные типы гантельные конфигурации трансформируются в гантель Cu-Cu с осью <100> на моноатомной плоскости Си, которая является единственной устойчивой гантелью в сплаве CuAu I. Такая трансформация в зависимости от первоначального положения и атомного состава (при наличии атомов Аи в гантельных парах) может сопровождаться краудионными смещениями атомов и образованием ТДЗ.

5. С использованием метода Монте-Карло показано, что структурно-энергетические характеристики сплава CuAu I зависят от температуры и времени термоактивации. Показаны различия в характере изменений ближнего и дальнего порядков, конфигурационной энергии, как в объеме кристалла, так и по плоскостям определенной ориентации при термоактивации сплава.

6. Исследования показали, что при относительно низких температурах (до 400К) при наличии вакансии диффузия в сплаве CuAu I происходит за счет перемещения атомов Си по подрешеткам Си. При этом не нарушается порядок сверхструктуры. При повышении температуры до 600К относительная подвижность атомов Аи возрастает и приближается с ростом температуры к подвижности атомов Си. С дальнейшим ростом температуры уменьшается различие в подвижности атомов Си и Аи по плоскостям и направлениям.

7. Установлено, что в цикле нагрев-охлаждение происходит циклическая трансформация кристаллической решетки: ГЦТ-»ГЦК-»ГЦТ. В конечной конфигурации в структуре сплава образуются антифазные домены двух типов одинаковой ориентации, при этом параметры решетки, степень тетрагональности, энергетические характеристики и параметр ближнего порядка незначительно отличаются от первоначальных.

8. Показано, что нарушение стехиометрического состава сплава CuAu снижает температуру начала фазовых переходов беспорядок-порядок, приводит к понижению степени тетрагональности. В структуре сплава наряду с упорядоченными по типу сверхструктуры Ll0 доменами, разделенными антифазными границами, имеются области, соответствующие зародышам сверхструктуры Ll2, и остатки разупорядоченных фаз.

1. Гринберг Б.А., Сюткина В.И. Новые методы упрочнения упорядоченных сплавов. — М.: Металлургия, 1985. 174с.

2. Гринберг Б.А., Волков А.Ю., Крутиков Н.А., Родионова JI.A., Гроховская Л.Г., Гущин Г.М., Саханская И.Н. Композитоподобное поведение сплавов, упорядоченных после сильной холодной деформации // Физика металлов и металловедение, 2001, т.92, №2. С. 6779.

3. Вол А.Е., Каган И.К. Строение и свойства двойных металлических систем. М: Наука, 1976, т. III. С.80-115.

4. Смитлз К.Дж. Металлы: Справ. — М.: Металлургия, 1980. 447с.

5. Павлов П.В., Хохлов А.Ф. Физика твердого тела. М.: Высшая школа, 2000. 494 с.

6. Ашкрофт Н., Мермин Н. Физика твердого тела. М.: Мир, 1979. Т.2. 422с.

7. Штремель М.А. Прочность сплавов. Часть I. Дефекты решетки: Учебник для вузов. 2-е изд. перераб. и доп. М.: МИСИС, 1999. 384с.

8. Киттель Ч. Введение в физику твердого тела. М.: Наука, 1978. 792с.

9. Жирифалько JI. Статистическая физика твердого тела. М.: «Мир», 1975. 382с.

10. Бернштейн M.JL, Займовский В.А. Механические свойства металлов. -М.: Металлургия, 1979. 496с.

11. Бокштейн С.З. Строение и свойства металлических сплавов. М.: Металлургия, 1971. 497с.

12. Лякишев Н.П., Банных О.А., Поварова К.Б., Тишаев С.И. // Металлы, 1991, №6. С.5.

13. Лякишев Н.П., " Алымов М.И. Наноматериалы конструкционного назначения // Российские нанотехнологии, 2006, №1-2. С.71-80.

14. Вакс В.Г. Упорядочивающиеся сплавы: структуры, фазовые переходы, прочность // Соросовский Образовательный Журнал, 1997, №3, с. 115-123.

15. Гуфан Ю.М. Фазовые переходы второго рода // Соросовский Образовательный Журнал, 1997, №7. С.109-115.

16. Бутягин П.Ю. Химическая физика твердого тела. М.: МГУ, 2006. 270с.

17. Журавлёв Л.Г., Филатов В.И. Физические методы исследования металлов и сплавов: Учебное пособие для студентов металлургических специальностей. Челябинск: Изд-во ЮУрГУ, 2004. 157с.

18. Абрикосов А.А. Основы теории металлов. М.: Наука, 1987. 520с.

19. Кристиан Дж. Теория превращения в металлах и сплавах. М.: Мир, 1978. 805с.

20. Матвеева Н.М., Козлов Э.В. Упорядоченные фазы в двойных металлических системах. -М.: Наука, 1989. 280с.

21. Дмитриев С.В., Старостенков М.Д., Жданов А.Н. Основы кристаллогеометрического анализа дефектов в металлах и сплавах: Учебное пособие для вузов / Алт. гос. техн. ун-т им. И.И. Ползунова. -Барнаул: Изд-во АлтГТУ, 1995. 256с.

22. Келли А., Гровс Г. Кристаллография и дефекты в кристаллах: Пер. с англ. / Под ред. М.П. Шаскольской. М.: Мир, 1974. 496с.

23. Орлов А.Н. Введение в теорию дефектов в кристаллах. М.: Высшая школа, 1983. 144с.

24. Матысина З.А., Загинайченко С.Ю. Дефекты структуры кристаллов. Монография. Днепропетровск: Наука и образование, 2003. 284с.

25. Машаров Г.С., Машаров С.И. Термические вакансии в распадающихся сплавах // Физика металлов и металловедение, 2005, т.100, №6. С.14-16.

26. Старенченко В.А., Пантюхова О.Д., Соловьева Ю.В. Генерация и накопление точечных дефектов в сплавах со сверхструктурой Ь12 припластической деформации // Физика металлов и металловедение, 2004, т.97,№6. с.9-15.

27. Старенченко В.А., Старенченко С.В., Колупаева С.Н., Пантюхова О.Д. Генерация точечных дефектов в сплавах со сверхструктурой Ыг // Изв. вузов. Физика, 2000, №1. С.66-70.

28. Гусев А.И. Нестихиометрия, беспорядок, ближний и дальний порядок в твердом теле. М.:ФИЗМАТЛИТ, 2007. 856с.

29. Орлов А.Н., Трушин Ю.В. Энергии точечных дефектов в металлах. М.: Энергоатомиздат, 1983. 80с.

30. Волленбергер Г.Й. Точечные дефекты. В кн.: Физическое металловедение. Т.З. Физико-механические свойства металлов и сплавов / Под. ред. Р. Кана. М.: Мир, 1987. С. 5-74.

31. Аксенов М.С. Исследование механизмов миграции и агрегатизации точечных дефектов в ГЦК металлах / Диссертация на соискание ученой степени кандидата физ.-мат. наук. — Барнаул, 2006. 179с.

32. Дудник Е.А. Классификация точечных дефектов и их комплексов в двумерной гексагональной кристаллической решетке интерметаллида типа №зА1 / Диссертация на соискание ученой степени кандидата физ.-мат. наук. Барнаул, 2002. 199с.

33. Дудник Е.А., Старостенков М.Д. Компьютерное моделирование структурно-энергетических превращений в двумерном кристалле: Монография. Барнаул: Изд-во Алт. ун-та, 2005, 233с.

34. Kozubski R., Kozlowski M., Zapala K., Pierron-Bohnes V., Pfeiler W., Rennhofer M., Sepiol В., Vogl G. Atomic migration on ordering and diffusion in bulk and nanostructured FePt intermetallic. J.Phase Equilibria and Diffusion 26, (2005). Pp.482-486.

35. Takai О., Doyama M. Interaction between point defects and migration energies of vacancies in metals // Mater. Spi. Forum., 1987, 18, № 1. Pp.161-168.

36. Gillar M. J., Harding J.H., Tarento R.J. Calculation of defect migration rates by molecular dynamics simulation // J. Phys. Chem. Solids., 1987, 20, № 16. Pp.2331-2346.

37. Аксенов M.C., Ракитин Р.Ю., Полетаев Г.М., Старостенков М.Д. Локально инициированные упругие волны в ГЦК металлах // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. — Барнаул, 2005, Т.2, №3. С.9-13.

38. Полетаев, Старостенков, Демьянов Б.Ф, Краснов В.Ю. Динамические коллективные атомные смещения в металлах // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. Барнаул, 2006, №4. С. 130134.

39. Bai Х.М., Li М. Ring-diffusion mediated homogeneous melting in the superheating regime // Phys. Rev. B. 2008. V77. Pp.134109-13.

40. Лейбфрид Г., Бройер Н. Точечные дефекты в металлах. Введение в теорию /Пер. с англ. М.: Мир, 1981. 440с.

41. Волков В. А., Машаров Г. С., Машаров С. И. Равновесная концентрация дивакансий в твердых растворах внедрения с кубическими решетками // Физика металлов и металловедение, 2006, т. 102, №3. С.261-263.

42. Аксенов М.С., Полетаев Г.М., Ракитин Р.Ю., Краснов В.Ю., Старостенков М.Д. Стабильность вакансионных кластеров в ГЦК металлах // Фундаментальные проблемы современного материаловедения, 2005, №4. С.24-31.

43. Денисова Н.Ф. Компьютерное моделирование термоактивируемойструктурной перестройки в бикристалле Ni-Al / Диссертация на соискание ученой степени кандидата физ.-мат. наук. Барнаул, 2006. 169с.

44. Ибрагимов Ш.Ш., Кирсанов В.В., Пятилетов Ю.С. Радиационные повреждения металлов и сплавов. М.: Энергоатомиздат, 1985. 240с.

45. Полетаев Г.М. Атомные механизмы структурно-энергетических превращений в объеме кристаллов и вблизи границ зерен наклона в ГЦК металлах / Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора физ.-мат. наук. Барнаул, 2008. 40с.

46. Аугст Г.Р. Собственные междоузлия в нормальных металлах // Моделирование на ЭВМ дефектов в кристаллах. Тематический сборник.- Л.: Изд-во ФТИ, 1980. С. 157-158.

47. Матысина З.А., Льняной В.И., Рыжков В.И., Загинайченко С. Ю. Температурные перераспределения атомов внедрения на поверхности и в объеме кристалла // Известия вузов СССР. Физика, 1987, №7. С.119

48. Загинайченко С.Ю., Матысина З.А., Милян М.И. Атомы внедрения в кристаллах // Тезисы Всес. конференции "Роль дефектов в физико-механических свойствах твердых тел". — Барнаул; Изд. АПИ, 1985. Ч. I. С.122.

49. Старостенков М.Д., Кондратенко М.Б., Полетаев Г.М., Холодова Н.Б.

50. Роль динамических пар Френкеля в термоактивируемых процессах разупорядочения интерметаллических фаз // Ползуновский вестник, 2005, №2. С.79-84.

51. Старостенков М.Д., Медведев Н.Н., Полетаев Г.М., Пожидаева О.В. Компьютерное моделирование пар Френкеля в металлах при низких температурах // Материалы Всероссийской научн.-практич. конф. "Фундаментальные науки и образование". Бийск, 2006. С.105-108.

52. Холодова Н.Б. Точечные дефекты и их роль в процессах разупорядочения двумерного интерметаллида Ni3Al / Диссертация на соискание ученой степени кандидата физ.-мат. наук. Барнаул, 2007. 233с.

53. Шуберт К. Кристаллические структуры двухкомпонентных фаз. М.: Металлургия, 1971. 532с.

54. Старостенков М.Д. Кристаллогеометрическое описание планарных дефектов в сверхструктурах / Диссертация в виде научного доклада на соискание ученой степени доктора физ.-мат.наук. Барнаул, 1994. 86с.

55. Старостенков М.Д., Дмитриев С.В., Волкова С.М. Система планарных дефектов в сверхструктурах /Препринт. АГТУ. Барнаул, 1993, №2. 41с.

56. Черных Е.В. Анализ состояния кристаллической решетки вблизи плоских дефектов в ПТУ металлах и сплавах со сверхструктурой D019 / Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук. — Барнаул, 2001. 176с.

57. Потекаев А.И., Наумов И.И., Кулагина В.В., Удодов В.Н., Великохатный О.И., Еремеев С.В. Естественные длиннопериодические наноструктуры./ Под общ. ред. А.И. Потекаева. Томск: Изд-во HTJI, 2002. 260с.

58. Еникеев Н.А., Александров И.В., Вали ев Р.З. Компьютерное моделирование и рентгеноструктурный анализ дефектных структур в наноматериалах //Физика металлов и металловедение, 2002, т.93, №6. С.19-28.

59. Кир Б.Х. Перспективные материалы // В мире науки, 1986, №12, с.99-108.

60. Васильев Л.И., Орлов А.Н. О механизмах упрочнения упорядочивающихся сплавах // ФММ, 1963, т.15, вып. 3. С.481-485.

61. Матысина З.А., Загинайченко С.Ю., Щур Д.В. Физические явления и свойства поверхности кристаллов. Монография. — Днепропетровск: Наука и образование,. 2004. 296с.

62. Еремеев С.В. Исследование энергетических характеристик собственных точечных дефектов и их комплексов на поверхностях ГЦК металлов / Автореферат диссертации на соискание ученой степени к.ф.-м.н. -Томск, 1997. 20с.

63. Гуфан А.Ю., Гуфан Ю.М., Климова Е.Н., Рудашевский Е.Г. Теории стабильных сверхструктур поверхностного слоя упорядочивающихся сплавов / Фазовые переходы, упорядоченные состояния и новые материалы, №5, 2006. С. 12-14.

64. Кривоглаз М.А., Смирнов А.А. Теория упорядочивающихся сплавов. — М.: Физматгиз, 1958. 388с.

65. Бокштейн Б.С., Бокштейн С.З. Жуковицкий А.А. Термодинамика и кинетика диффузии в твердых телах. М.: Металлургия, 1974, 280 с.

66. Бокштейн Б.С. Атомы блуждают по кристаллу. М.: Наука. Главная редакция физ.-мат. литературы, 1984. 208с.

67. Маннинг Дж. Кинетика диффузии атомов в кристаллах. М.: Мир, 1971. 278с.

68. Хачатурян А.Г. Теория фазовых превращений и структура твердых растворов. -М.: Наука, 1974. 384с.

69. Смирнов А.А. Молекулярно-кинетическая теория металлов. — М.: Наука, 1966. 488с.

70. Иверонова В.И., Кацнельсон А.А. Ближний порядок в твердых растворах. -М.: Наука, 1977. 253с.

71. Козлов Э.В., Дементьев В.М., Кормин Н.М., Штерн Д.М. Структуры и стабильность упорядоченных фаз. Томск: Изд-во Том. ун-та, 1994. 248с.

72. Старостенков М.Д., Андрухова О.В., Ломских Н.В., Гурова Н.М. Кинетика процессов упорядочения и разупорядочения // Актуальные проблемы прочности: Материалы международной конференции. — Псков. 1999. С.330-334.

73. Гуфан А.Ю. Теория фазового перехода типа собственного распада бинарного твердого раствора // ОМА-2003. С.77-81.

74. Дудник Е.А., Полетаев Г.М., Андрухова О.В., Старостенков М.Д. Моделирование процесса разупорядочения сплава стехиометрических составов АВз, АВ2, АВ сверхструктуры тонкой пленки // Изв. ВУЗов. Физика,. 2002, Т.44, №8 (приложение). С.37-46.

75. Фельдман Э.П., Стефанович Л.И., Гуменник К.В. Кинетика упорядочения в двухкомпонентных сплавах типа AuCu3 // Материалы Международного симпозиума "Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах", ОМА-2005 и Международного симпозиума

76. Порядок, беспорядок и свойства оксидов" ODPO-2005 С, Том 70, № 7, 2006. С.1048-1050.

77. Попов Л.Е., Конева Н.А., Терешко И.В. Деформационное упрочнение упорядоченных сплавов. -М.: Металлургия, 1979. 255с.

78. Браун У., Сроули Дж. Испытания высокопрочных металлических материалов на вязкость разрушения при плоской деформации / Пер. с англ. / Под ред. Дроздовского Б.А., Морозова Е.М. М.: Мир, 1972. 246с.

79. Старенченко С.В., Сизоненко Н.Р., Старенченко В.А., Козлов Э.В. Влияние деформации на структуру упорядоченного и разупорядоченного сплава состава, близкого к Au3Cu // Порошковая металлургия, 1997, №3/4. С.33-37.

80. Земцова Н.Д., Ясырева Л.П. Взаимосвязь упорядочения и рекристаллизации в сплаве CuAu // ФММ, 1986, том 62, вып.З, с 571-581.

81. Упорядочение нестехиометрических твердых растворов /Э.В. Козлов, Д.М. Штерн, Н.М. Кормин и др. // Журн. структур. Химии, 1977, №1. С.80-88.

82. Гусев А.И. Нестихиометрия, беспорядок, ближний и дальний порядок в твердом теле. М.: Физматлит, 2007. 856с.

83. Козлов Э.В., Кормин Н.М., Матвеева Н.М. Кристаллографические особенности и стабильность сверхструктур // Изв. АН СССР. Металлы, 1977. С.192-196.

84. Кормин Н.М. Кристаллохимический анализ стабильности сверхструктур // Упорядочение атомов и его влияние на свойства сплавов. — Томск: Том .ун-т, 1978. С .26-29.

85. Кормин Н.М. Исследование роли различных кристаллофизических факторов в стабильности сверхструктур / Автореф. дис. канд. техн. наук. -Томск, 1980.26с.

86. Козлов Э.В., Клопотов А.А., Тайлашев А.С., Солоницина Н.О. Размерные эффекты в бинарных классических интерметаллидах // Фазовые переходы, упорядоченные состояния и новые материалы, №4,2006. С.70-77.

87. Суперсплавы II. Жаропрочные материалы для аэрокосмических и промышленных энергоустановок. -М.: Металлургия, 1995. 890с.

88. Мягков В.Г. Структурные превращения и химические взаимодействия в двухслойных металлических нанопленках / Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора физ.-мат. наук. Красноярск, 2008.48с.

89. Артемьев Е.М. Атомное упорядочение и магнитные свойства эквиатомных сплавов Co-Pd // Сборник трудов Международного симпозиума «Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах. ОМА-2003». Сочи, 2003. С.12.

90. Ким П.Д., Столяр С.В., Исхаков Р.С., Турпанов И.А., Юшков В.И., Бетенькова Г.Н., Махлаев A.M. Рентгеновские интерференционныеэффекты в тонких монокристаллических пленках кобальт-платина эквиатомного состава // Письма в ЖТФ, 2004, том 30, вып.2. С.6-11.

91. Артемьев Е.М., Исхаков Р.С., Столяр С.В. Многослойные плотноупакованные структуры в нанокристаллических пленках Co5oPd5o // Известия Академии Наук, серия физическая, 2003, том 67, №7. С.902-905.

92. Власова Н. И., Щеголева Н. Н., Кандаурова Г. С., Шилова Н. Ф. Магнитная доменная структура терморазмагниченных кристаллов CoPt на ранних стадиях упорядочения при растягивающей нагрузке // Физика металлов и металловедение, 2001, т.91, №6. С.27-45.

93. Власова Н.И., Кандаурова Г.С., Щеголева Н.Н. Влияние параметров двойниковой микроструктуры на магнитную доменную структуру и гистерезисные свойства сплавов типа CoPt // Физика металлов и металловедение, 2000, т.90, №3. С.31-50.

94. Артемьев Е.М., Комалов А.С., Вершинина Л.И. Структурные превращения в пленках сплава Co-Pd эквиатомного состава // ФММ, том 54, №5, 1982. С.1028-1030.

95. Артемьев Е.М., Живаева Л.В. Атомное упорядочение и магнитные свойства пленок сплавов FePd, FePt, Fe5oPd5o.xPtx // Известия РАН. Серия физическая, 2006, т.70, №4. С.556-558.

96. Артемьев Е.М., Артемьев М.Е. Фазовый переход порядок-беспорядок в тонких пленках CoPd // Письма в ЖЭТФ, 2007, том 86, вып. 11, с.838-840.

97. Kozlowski М., Kozubski R., Pierron-Bohnes V., Pfeiler W. "Ll0-ordering kinetics in FePt nano-layers: Monte Carlo simulation". Comput.Mater.Sci, 33, 2005. Pp.287-295.

98. Hao Zeng, Jing Li, Zhong L. Wang, J. Ping Liu, and Shouheng Sun. Interparticle Interactions in Annealed FePt Nanoparticle Assemblies. — Ieee transactions on magnetics, vol. 38, no. 5, September 2002. Pp.2598-2600.

99. C.P. Luo, S.H. Liou, L. Gao, Y. Liu, and D.J. Sellmyer. "Nanostructured FePt: B203 thin films with perpendicular magnetic anisotropy," Appl. Phys. Lett., vol. 77,2000. Pp.2225-2227.

100. L.E.M. Howard, H.L. Nguyen, S.R. Giblin, B.K. Tanner, I. Terry, A.K. Hughes, J.S.O. Evans. A synthetic route to size-controlled fee and fct FePt nanoparticles // Journal of the American Chemical Society, 127, 2005. Pp.10140-10141.

101. Антонова O.B., Ивонин Ю.А. Эволюция микроструктуры интерметаллида TiAl при деформации методом сдвига под давлением // Физика металлов и металловедение, 2005, т.100, №4. С.47-56.

102. Огородникова О. М., Литвинов В. С. Кинетика упорядочения сплавов платина-никель-медь по типу Ll0 // Физика металлов и металловедение,1993, т.75, №6. С.113-117.

103. Князев Ю.В., Галошина Э.В., Кириллова М.М., Бурханов Г.С., Чистяков О.Д., Бикир А.Л. Оптические, электрические и магнитные свойства Pd3Tb И PdTb //Физика металлов и металловедение, 2000, т.89, №2. С.52-58.

104. Грабчиков С.С. Влияние термической обработки на намагниченность насыщения и микроструктуру многослойных пленок Co/Zr // Физика металлов и металловедение, 2007, т.103, №5. С.480-487.

105. Волков А.Ю., Гринберг Б.А., Кругликов Н.А., Родионова Л.А., Гущин Г.М., Саханская И.Н., Власова Н.И., Филиппов Ю.И. Получение и аттестация монодоменной Llo-сверхструктуры в сплаве FePd // Физика металлов и металловедение, 2003, т. 95, №4. С 61-67.

106. Лякишев Н.П., Банных О.А., Рохлин Л.Л. справочник "Диаграммы состояния двойных металлических систем". — М.: Машиностроение, Т.1, 1986.991с.

107. Hirabayashi М., Weissman S. Study of CuAu I by transmission electron microscopy. Acta Met., 10, 1962. Pp.25-36.

108. Бояршинова T.C., Шашков О.Д., Суханов В.Д. Фазовое превращение Lb^Llo в системе золото-медь // Физика металлов и металловедение,1994, т.78, №5. С.85-90.

109. Земцова Н.Д., Соколова А.Ю. Механизм низкотемпературного упорядочения эквиатомного сплава CuAu. I. Рентгеноструктурное исследование// ФММ, 1996,. т.82, вып. 2. С. 105-111.

110. Земцова Н.Д., Соколова А.Ю., Перетурина И.А., Завалишин В.А. Исследование процесса упорядочения эквиатомного сплава CuAu с помощью температурных измерений электросопротивления // Физика металлов и металловедение, 1999, т.88, №6. С.77-82.

111. Земцова Н.Д., Кабанова И.Г. Механизм низкотемпературного упорядочения эквиатомного сплава CuAu. электронно-микроскопическое исследование третьего этапа упорядочения // Физика металлов и металловедение, 2001, т.91, №1. С.32-42.

112. Старостенков М.Д., Еськов А.Н. Расчет характеристик антифазной границы в упорядоченном сплаве AuCu I // ФММ, 1985, т.60, вып.5. С.1023-1025.

113. Горлов Н.В. Моделирование на ЭВМ плоских дефектов в упорядоченных сплавах типа А3В / Диссертация на соискание ученой степени к.ф.-м.наук. Томск. ТГУ, 1987. 214с.

114. Ивченко В.А., Сюткин П.Н. Атомная структура CuAu в полевом ионном микроскопе // ФТТ, 1983, 25, № 10. С.3049-3054.

115. Старостенков М.Д. Атомная конфигурация дефектов в сплаве AuCu3 / Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук. Томск, 1974. 154с.

116. Царегородцев А.И., Горлов Н.В., Демьянов Б.Ф., Старостенков М.Д. Атомная структура АФГ и ее влияние на состояние решетки вблизи дислокации в упорядоченных сплавах со сверхструктурой Lb //Физика металлов и металловедения, 1984, т.58, вып.2. С.336-343.

117. Антонова О.В., Гринберг Б.А. Микроструктура сплавов TiAl и CuAu I после деформации при 77К // Физика металлов и металловедение, 2002, т.94, №3. С.95-102.

118. Антонова О.В., Волков А.Ю., Гринберг Б.А. Особенности пластической деформации сплава CuAul в интервале температур (-196)-385°С // Физика металлов и металловедение, 2001, т.91, №2. С.95-105.

119. Журавлев Л.Г., Филатов В.И. Физические методы исследования металлов и сплавов: Учебное пособие для студентов металлургических специальностей. Челябинск: Изд-во ЮУрГУ, 2004. 157с.

120. Ивченко В. А., Попова Е. В., Горских Т. С. Влияние палладия на фазовые превращения в сплавах золото-медь-палладий // Физика металлов и металловедение, 2004, т.97, №2. С.93-97.

121. Харрисон У. Теория твердого тела // Пер с англ. М.:Мир,1972. 616с.

122. Синько Г.В. В сб: Математическое моделирование. Физико-химические свойства вещества. // Под ред. А.А. Самарского и Н.Н. Калиткина. - М.: Наука, 1989. С.197.

123. Старостенков М.Д., Кондратенко М.Б., Холодова Н.Б., Полетаев Г.М. Методы описания межатомных, межмолекулярных взаимодействий в конденсированных средах. // Ползуновский альманах, 2004, №4. С.72-78.

124. Старостенков М.Д., Денисова Н.Ф., Полетаев Г.М. и др. Компьютерный эксперимент: его место, методы, проблемы, некоторые достижения в физике твердого тела // Физика, №4, Изд-во Карагандинского государственного университета, 2005. С.101-113.

125. Хеерман Д.В. Методы компьютерного эксперимента в теоретической физике: Пер. с англ./ Под ред. С.А. Ахманова. -М.: Наука, 1990, 176 с.

126. Полетаев Г.М. Исследование процессов взаимной диффузии в двумерной системе Ni-Al // Диссертации на соискание ученой степени кандидата физ.-мат. наук. — Барнаул, 2002. 186с.

127. Полетаев Г.М., Старостенков М.Д. Определение температуры плавления и температурного коэффициента линейного расширения методом молекулярной динамики // Фундаментальные проблемы современного материаловедения, 2004, №1. С.81-85.

128. Зольников К.П. Нелинейный отклик материалов на микромасштабномуровне при высокоэнергетических воздействиях// Автореф. на соискание ученой степени д.ф.-м.н. Томск, 2002. 35с.

129. Плишкин Ю.М. Методы машинного моделирования в теории дефектов кристаллов В кн.: Дефекты в кристаллах и их моделирование на ЭВМ. — Л.: Наука, 1980. С. 77-99.

130. ПацеваЮ.В. Исследование особенностей самодиффузии в двумерных металлах. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физ.-мат. наук. Барнаул, 2005. 136с.

131. GumbschP., Zhou S.J. and HolianB.L. Molecular dynamics investigation of dynamic crack stability// The American Physical Society, 1997, V.55, №6. Pp.3445-3455.

132. Кулагина В.В., Еремеев С.В., Потекаев А.И. Метод молекулярной динамики для различных статистических ансамблей // Изв. вузов. Физика, 2005, №2. С. 16-23.

133. Старостенков Д.М., Старостенков М.Д., Демьянов Б.Ф., Полетаев Г.М. Самоорганизация дефектных структур в металлах при нагреве // Фундаментальные проблемы современного материаловедения, 2005, т.2, №3. С.93-97.

134. Полетаев Г.М., Старостенков М.Д., ПацеваЮ.В., Козлов Э.В. Молекулярно-динамическое исследование самодиффузии в двумерных металлах // Сб. трудов междунар. симпозиума ODPO-2003 "Порядок, беспорядок и свойства оксидов". Сочи, 2003. С.146-148.

135. Старостенков М.Д., Холодова Н.Б., Полетаев Г.М., Попова Г.В., Денисова Н.Ф., Демина И.А. Компьютерное моделирование структурно-энергетических превращений в нанокристаллах и низкоразмерных системах // Ползуновский альманах, 2003, №3-4. С.115-117.

136. Prasad М., Sinno Т. Feature activated molecular dynamics: parallelization and application to systems with globally varying mechanical fields // Journal of Computer-Aided Materials Design, 2005, Y.12, №1. Pp. 17-34.

137. Гурова Н.М. Компьютерное моделирование термоактивируемых превращений, протекающих на антифазных и межфазных границах / Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук. Барнаул, 2000. 171с.

138. Садовников С.И., Ремпель А.А. Ближний порядок и парные корреляции в бинарном твердом растворе с квадратной решеткой // Физика твердого тела, 2007, 49 (8). С. 1474.

139. Dai J., Kanter J.M., Kapur S.S., Seider W.D., Sinno T. On-lattice kinetic Monte Carlo simulations of point defect aggregation in entropically influenced crystalline systems // Physical Review B. 2005, Y.72. Pp.134102 (10).

140. Zollner D., Streitenberger P. Monte Carlo Simulation of Normal Grain

141. Growth in Three Dimensions // Materials Science Forum, Vols. 567-568 (2008). Pp.81-84.

142. Taguchi N., Tanaka S., Akita Т., Kohyama M., Hori F. First-principles calculations of the atomic and electronic structures in Au-Pd slab interfaces // Materials Science Forum, Vol.139 (2008). Pp.29-33.

143. Starostenkov M., Dudnik E., Popova L. and Chernykh E. Planar defects and their role in physics-mechanical properties of ordered alloys and intermetallides // Materials Science Forum, Vols. 567-568 (2008). Pp.l 17-121.

144. Старостенков М.Д., Дудник E.A., Попова JI.A. Влияние деформации и температуры нагрева на изменение порядка в интерметаллиде Ni3Al // Деформация и разрушение материалов. "Наука и технологии", 2008, №2, С.13-16.

145. Голосов Н.С. Метод вариаций кластеров в теории атомного упорядочивания//Изв. вузов. Сер. Физика, 1976, №8. С.64-92.

146. Голосова Г.С. Исследование влияния энергии межатомного взаимодействия во второй координационной сфере на упорядочение атомов в сплавах со сверхструктурами Llo и Lb / Автореферат диссертации на соискание ученой степени к.ф.-м.н. Томск, СФТИ, 1973.

147. Баранов М.А. Исследование состояния кристаллической решетки вблизи плоских дефектов в сплавах со сверхструктурой В2 / Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук. -Барнаул, 1989. 119с.

148. Баранов М.А. Квазиэлектростатический подход к описанию металлических систем: Препринт. / М.А. Баранов, М.Д. Старостенков. -Барнаул: Изд-во АлтГТУ, 1998. 40с.

149. Баранов М.А. Энергия образования и атомные конфигурации плоских и точечных дефектов в упорядоченных ОЦК сплавах / Диссертация на соискание ученой степени доктора физико-математических наук. — Барнаул, 1999. 319с.

150. Moss S.C., Clapp Р.С. Correlation functions of disordered binary alloys III // Phys. Rev. 1968, V.171, №3. Pp. 767-777.

151. Мясниченко B.C., Попова JI.A., Дудник Е.А., Старостенков М.Д. Исследование энергетических и структурных характеристик сплавов системы Cu-Au // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. Барнаул: Изд-во АлтГТУ, 2008, Том 5, №3. С.28-32.

152. Кацнельсон А.А. Ближний порядок в твердых растворах металлов // Соросовский образовательный журнал, 1999, №11. С. 110-116.

153. Эшелби Дж. Континуальная теория дислокаций. Пер. с англ. — М.: Изд-во иностр. Лит., 1963. 247с.

154. Демина И.А. Компьютерное моделирование термоактивируемого фазового превращения "порядок-беспорядок" в упорядочивающихся сплавах со сверхструктурой Ll2 // Автореферат диссертации на соискание ученой степени к.ф.-м.н. Алматы, 2006. 24с.

155. Старостенков М.Д., Дудник В.Г., Дудник Е.А., Демина И.А. структурно-энергетические превращения вблизи точечного дефекта внедрения в двумерном кристалле интерметаллида Ni3Al // Изв. Вузов. Черная металлургия: МИСИС, 2004, №8. С.75-77.

156. Френкель Я.И. Введение в теорию металлов. М.: ГОСТЕХИЗДАТ, 1950. 383с.

157. Шиняев А .Я. Диффузионные процессы в сплавах. М.: Наука, 1975. С.226.

158. Дудник Е.А., Попова Л. А., Старостенков М.Д. Особенности процесса разупорядочения в сплаве CuAu I // «Фундаментальные проблемы современного материаловедения». — Барнаул: Изд-во АлтГТУ, 2006, том 5, №3. С.87-93.

159. Попова Л.А., Дудник Е.А., Старостенков М.Д. Термоактивируемые структурные превращения в анизотропном бинарном сплаве состава АВ сверхструктуры Ll0 // Труды Рубцовского индустриального института: Выпуск 16: Естественные науки. Рубцовск, 2007. С.31-40.

160. Самара, Тольятти, Ульяновск, Казань, 24-28 сентября. 2007г.). -Тольятти: ТГУ, 2007. С.278-280.

161. Дудник Е.А., Старостенков М.Д. Роль вакансий в кинетике процесса разупорядочения сплава Cu3Au // IX Междисциплинарный, международный симпозиум "Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах". Ростов н/Д: изд-во РГПУ, 2006. С.163-165.

162. Дудник Е.А., Мясниченко B.C., Попова JI.A., Старостенков' М.Д. Исследование структурно-фазового равновесия в двухкомпонентных системах // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. Барнаул: Изд-во АлтГТУ, 2008, Том 5, №3. С.84-89.

163. Потекаев А.И., Дудник Е.А., Старостенков М.Д., Попова JI.A. Термоактивируемые перестройки структуры бинарного сплава Cu3Au при отклонении от стехиометрического состава // Изв. вузов. Физика, 2008, №10. С. 53-62.