Исследование особенностей и стадий деформации нановолокон ряда металлов и сплава Ni3AL на основе ГЦК решетки тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

004602556

На правах рукописи

Яшин Александр Вячеславович

ИССЛЕДОВАНИЕ ОСОБЕННОСТЕЙ И СТАДИЙ ДЕФОРМАЦИИ НАНОВОЛОКОН РЯДА МЕТАЛЛОВ И СПЛАВА М3АЬ НА ОСНОВЕ ГЦК РЕШЕТКИ

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Специальность 01.04.07 - физика конденсированного состояния

Барнаул - 2010

004602556

Работа выполнена в ГОУ ВПО «Алтайский государственный технический университет им. И. И. Ползунова»

Научный руководитель: доктор физико-математических наук,

профессор, Старостенков Михаил Дмитриевич

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук, профессор,

Безносюк Сергей Александрович,

Защита состоится « 28 » апреля 2010 г. в 12 час, 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 «15 » марта 2010 г.

доктор физико-математических наук, профессор, Дмитриев Сергей Владимирович

Ведущая организация: Томский государственный архитектурно-

строительный университет, г. Томск

Ученый секретарь диссертационного совета, кандидат физико-математических наук

Романенко В.В.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. В науке о материалах очень важное место отводится задаче конструирования новых видов материалов с заранее заданными свойствами, которые зависят от компонент, входящих в состав, строения материала на различных уровнях, формы образца и режима эксплуатации. В связи с этим появилась новая область на стыке науки и техники -чапотехпологчя. Впервые этот термин был использован К.Танигучи в 1974 году на конференции Японского общества точного машиностроения [1]. Автор доклада предсказал переход к обработке материалов с ультравысокой точностью, а термин «нанотехнология» определил, как междисциплинарную технологию, позволяющую производить манипуляцию с объектами от 0,1 до 100 нм. В настоящее время ианоматериалами условно принято считать материалы, свойства которых определяются элементами строения с размерами менее, чем 100 нм. Таким образом, наноматериалами называют не только наноразмерные частицы, но и материалы, созданные с их участием. Строительными блоками для наноматериалов могут быть зерна чистых металлов или сплавов и нановолокна [2]. Под нановолокном понимают протяженный монокристалл, в кристаллической решётке которого практически отсутствуют дефекты. Отметим, что в литературе встречается другой термин для обозначения данных объектов - нанопроволока, однако мы используем термин - нановолоюю.

Свойства материалов на макро- и нано- уровнях часто отличаются [3]. Например, прочность нановолокон в десятки раз выше, чем у обычных образцов. В ряде случаев встречается явление эффекта памяти формы, которое не наблюдается на макроуровне. Механизмы структурно-энергетических превращений в различных режимах деформации определяют прочностные свойства материалов, то есть свойства твердых тел сопротивляться разрушению и необратимому изменению формы [4]. Таким образом, задача изучения механизмов структурно-энергетических превращений, происходящих в процессе высокоскоростной деформации нановолокон чистых металлов и сплавов, интересна с точки зрения развития теоретических представлений о свойствах нанообъектов и создания новых видов наноматериалов с заданными свойствами.

Известно, что структурно-энергетические превращения в процессе деформации имеют свою стадийность [5,6]. Каждая стадия отличается типом образующихся дефектов и характером взаимодействия между ними.

В последние пять лет в научной литературе отмечается рост публикаций посвященных исследованию с привлечением ЭВМ структурно-энергетических превращений в процессе высокоскоростной деформации (Ю8-Ю10 с"1) нановолокон на основе чистых металлов, таких как золото, серебро, никель, алюминий и др. Однако, мало исследованными остаются свойства нановолокон интерметаллидов, в частности №3А1. Данный материал обладает положительной температурной зависимостью предела текучести. При деформации в таких сплавах может происходить сочетание структурных и сверхструктурных изменений, обуславливающих различные эффекты.

В связи с изложенным, представленное исследование, с привлечением метода молекулярной динамики, структурно-энергетических превращений в нановолокнах чистых ГЦК металлов №, А1 и сплава №3А1 в процессе высокоскоростной деформации является актуальным.

Цель работы заключается в изучении методами компьютерного моделирования структурной перестройки нановолокон, подвергнутых высокоскоростной деформации.

Научная новизна диссертационной работы заключается в том, что методом молекулярной динамики на атомном уровне исследованы основные стадии структурно-энергетических превращений, происходящих в нановолокнах N1, А1 и N¡3А1 в процессе высокоскоростной деформации растяжения, при различных температурах. Выявлены механизмы, реализующие структурно-энергетические превращения, характерные для каждой стадии. Показано, что ориентация оси растяжения нановолокна влияет на особенности структурно-энергетических превращений на второй стадии деформации: в нановолокнах с ориентацией оси растяжения <111> происходит рекристаллизация, в нановолокнах с ориентацией оси растяжения <110> наблюдается поворот участков нановолокна с образованием субструктурных блоков (чистые металлы) и антифазных доменов (сплавы). Выявлено влияние температуры на длительность первой стадии деформации, количество точечных дефектов, образующихся на первой стадии деформации, и величину предела текучести. На примере нановолокон №3А1 показано, что изменение скорости деформации приводит к изменению величины предела текучести и относительной деформации в конце первой стадии. Установлено, что наибольшая скорость нарушения ближнего порядка в процессе деформации нановолокон №3А1 наблюдается при ориентации оси растяжения вдоль направления <110>, а наименьшая при ориентации оси растяжения вдоль направления <001>.

Научная и практическая ценность работы состоит в том, что полученные результаты могут быть использованы для развития теории пластической деформации и при исследовании деформации нановолокон ГЦК металлов и сплавов. Полученные результаты могут найти практическое применение при использовании материалов со сверхструктурой Ы2 в качестве наполнителей в нанотрубках или в качестве составных частей в более сложных наноматериалах. Результаты компьютерного моделирования могут быть использованы в качестве демонстрационного материала для студентов материаловедческих специальностей, на их базе возможно создание работ для лабораторного практикума.

Па защиту выносятся следующие положения:

1.В процессе деформации растяжения нановолокон ГЦК металлов выявлены четыре стадии структурно-энергетических превращений: квазиупругая, пластическая, течения и разрушения. На каждой стадии деформации наблюдаются характерные для нее механизмы, реализующие структурно-энергетические превращения.

2. Ориентация оси растяжения и форма нановолокна оказывают влияние на особенности структурно-энергетических превращений в нановолокнах ГЦК металлов: при ориентации оси растяжения в направлении <110> субструктурные блоки (чистые металлы) и антифазные домены (сплавы) образуются поворотом участков нановолокна, при ориентации оси растяжения в направлении <111> наблюдается повторяющееся восстановление кристаллической структуры нановолокна.

3. Температура эксперимента влияет на характер структурно-энергетических превращений на всех этапах деформации. Величина температуры влияет на длительность первой стадии деформации, количество точечных дефектов на первой стадии деформации и величину предела текучести.

4. С изменением скорости деформации происходит изменение величины предела текучести и относительной деформации в конце первой стадии деформации.

5. В зависимости от ориентации оси растяжения нановолокон Ni3Al меняется величина параметра ближнего порядка на первой координационной сфере. При ориентации оси растяжения <001> данная величина в процессе деформации наименьшая, а при ориентации <110> - наибольшая.

Апробация работы. Результаты работы доложены на международных и российских конференциях и симпозиумах: всероссийских научно-технических конференциях студентов, аспирантов и молодых ученых «Проблемы социального и научно-технического развития в современном мире» (г.Рубцовск, 2007, 2008), XIV и XV международных научно-практических конференциях студентов, аспирантов и молодых ученых «Современные техника и технологии» (г.Томск, 2008, 2009), XVIII петербургских чтениях по проблемам прочности и роста кристаллов (г.С-Петербург, 2008), III (XXXV) международной научно-практической конференции «Образование, наука, инновации - вклад молодых исследователей» (г.Кемерово, 2008), XLVII международной конференции «Актуальные проблемы прочности» (г.Н.Новгород, 2008), открытой школе-конференции стран СНГ «Ультрамелкозернистые и наноструктурные материалы - 2008» (г.Уфа, 2008), V всероссийской конференции «Механика микронеоднородных материалов и разрушение» (г.Екатеринбург, 2008), V международной конференции «Фазовые превращения и прочность кристаллов» (г.Черноголовка, 2008), международных симпозиумах «Упорядочение в минералах и сплавах» - ОМА-11 и ОМА-12 (г.Ростов-на-Дону, n.JIoo, 2008, 2009), European Materials Research Society (E-MRS) Fall Meeting and Exhibit (г.Варшава, Польша, 2008), 9-й всероссийской научной конференции «Краевые задачи и математическое моделирование» (г.Новокузнецк, 2008), международной научно-технической школы-конференции «Молодые ученые -

науке, технологиям и профессиональному образованию» (г.Москва, 2008), 1-ой международной Казахстано-Российско-Японской конференции «Перспективные технологии, оборудование и аналитические системы для материаловедения и наноматериалов» (г.Усть-Каменогорск, Казахстан, 2008), I региональной научно-практической конференции «Перспективы развития наноиндустрии Алтая. Анализ состояния патентно-лицензионной деятельности нанотехнологической сети региона» (г.Бийск, 2009), международном симпозиуме «Перспективные материалы и технологии» (г.Витебск, Беларусь, 2009), II всероссийской конференции с Интернет-участием «От наноструктур, наноматериалов и нанотехнологий к наноиндустрии» (г.Ижевск, 2009),

VI международной конференции «Математическое моделирование в образовании, науке и производстве» (г.Тирасполь, Приднестровье, 2009), 12th International Conference on Fracture - ICF (г.Оттава и г.Онтарио, Канада, 2009), III международной конференции «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов» - DFMN-09 (г.Москва, 2009), всероссийской конференции с элементами научной школы для молодежи «Новые материалы. Создание, структура, свойства» (г.Томск, 2009), XVII международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов» (г.Самара, 2009),

VII международной Российско-Казахстано-Японской научной конференции «Перспективные технологии, оборудование и аналитические системы для материаловедения и наноматериалов» (г.Волгоград, 2009).

Публикации. Результаты работы опубликованы в 32 статьях в российских и зарубежных изданиях. Число публикаций в журналах, рекомендованных ВАК Минобрнауки РФ, составляет 2. Яшин A.B. является соавтором зарегистрированного программного продукта, на котором выполнялись расчеты.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, четырех глав, заключения и списка литературы из 195 наименований. Работа изложена на 221 странице машинописного текста, содержит 11 таблиц и 186 рисунков.

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 диссертации по главам.

Первая глава диссертации посвящена литературному обзору современных теоретических и экспериментальных сведений о наноматериалах. В начале главы описаны виды наноматериалов, применяемых в промышленности, способы их промышленного и лабораторного производства, приведены примеры, описывающие отрицательное влияние наночастиц на живые организмы,

представлены экспериментальные способы исследования свойств наноматериалов.

Во второй части главы представлен обзор известных методов компьютерного моделирования, которые применяются при исследовании свойств материалов. Перечислены потенциалы межатомного взаимодействия, применяемые в методе молекулярной динамики. Отдельно приводятся результаты, полученные различными авторами при исследовании методом молекулярной динамики структурно-энергетических превращений в процессе высокоскоростной деформации в чистых металлах, неметаллических нановолокнах, поликристаллических нановолокнах, нановолокнах на основе N1, А1 и их сплавов. В конце первой главы сформулированы основные задачи диссертационной работы.

Вторая глава посвящена проблеме моделирования структурно-энергетических превращений в процессе высокоскоростного растяжения нановолокон. В работе исследовались структурно-энергетические превращения в нановолокнах №, А1 и ЫЬА! (рис. 1). Размеры нановолокон составляли от 9270 до 13050 атомов. Плоскости боковых граней выбирались с наиболее плотной упаковкой, так как данное расположение атомов является наиболее энергетически выгодным, а, следовательно, наиболее устойчивым.

Для краткости, в работе использовали следующие обозначения видов нановолокон: в начале указывалось направление оси растяжения, затем материал, например, «нановолокно <110> №3А1».

При моделировании деформации в исследуемых нановолокнах производилось периодически повторяющееся поступательное смещение атомов, составляющих абсолютно жесткие захваты вдоль оси растяжения нановолокна в противоположных направлениях друг от друга. Структура абсолютно жестких захватов оставалась неизменной на протяжении всего эксперимента.

а)

б)

Рис. 1. Нановолокна №3А1 с ориентациями осей растяжения в направлениях <001> (а), <110> (б) и <11 1>(в)

в)

Недеформируемые абсолютно жесткие захваты смещались на 0,001 им через каждые 0,1 пс. Суммарная скорость движения захватов составляла 20 м/с и соответствовала скорости деформации от 2,29-109 до 3,39-109 с"1 в зависимости от длины исследуемого нановолокна. Такой порядок скоростей встречается в работах по моделированию деформации растяжения/сжатия [7-11]. Температура в компьютерном эксперименте устанавливалась равной 10 К, 300 К или близкой к температуре плавления соответствующего материала. В начале компьютерного эксперимента температура задавалась через скорости атомов, модули которых вычислялись по формуле (1):

где кь - постоянная Больцмана, Т(, - заданная температура, ш, - масса атома /.

При деформации нановолокна на каждом шаге интегрирования производилась термостабилизация моделируемой системы по алгоритму Берендсена [12]. Структурная перестройка атомов внутри расчетного блока кристалла была реализована методом молекулярной динамики через решение системы обыкновенных дифференциальных уравнений движения Ньютона, описывающей движение частиц.

Для расчета взаимодействия между атомами выбраны парные потенциальные функции Морза:

где <pKL - потенциал межатомного взаимодействия атомов сорта К и L, г, и г, -

радиус-векторы атомов /' и j, соответственно, DK/, а kl, [}К1 - параметры потенциала межатомного взаимодействия между атомами сорта К и L, которые были заимствованы из работы [13]. Данный потенциал является хорошо апробированным для исследуемых материалов [14,15].

В главе также описана методика анализа структуры (определения ГЦК, ГПУ и ОЦК топологии соседей на первой координационной сфере) деформированного нановолокна, предложенная в [16] и успешно примененная в работах отечественных ученых [17,18].

Третья глава диссертации посвящена исследованию основных стадий структурно-энергетических превращений, происходящих в нановолокнах чистых ГЦК металлов Ni и AI при высокоскоростной деформации растяжения. В ходе исследований выявлены механизмы, реализующие структурно-энергетические превращения, характерные для конкретной стадии деформации, сделана попытка оценить влияние температуры на наблюдаемые превращения. Выявлено влияние ориентации оси растяжения нановолокна на особенности структурно-энергетических превращений в процессе деформации.

В результате исследования структурно-энергетических превращений происходящих в нановолокнах чистых ГЦК металлов в процессе высокоскоростной деформации растяжения выявлено четыре основных стадии

(1)

(2)

деформации: квазиупругая (I), пластическая (II), течения (III) и разрушения (IV). На каждой стадии деформации реализовывались характерные для нее механизмы структурно-энергетических превращений в нановолокне. Процессы структурно-энергетических превращений, происходящие в нановолокнах Ni и А1 иллюстрируют графики зависимости запасенной энергии деформации и напряжений на захватах от времени (рис. 2 и 3).

1(10 200 300 400 500 В|>СМЯ, ПС

а) <001> Ni, Т=300 К

200 ЗП0 400 500 врем 11. пс

б) <110> Ni, Т=300 К

200 400 (>00 800 КрСМЯ, IIC

в) <111> Ni, Т=300 К

—

«Е

C.U

деформация, %

20 40 60 80 100 120

деформация, %

20 40 60 . 81) IQ0

деформация, %

2.0 40 60 80100

10(1 200 300 400 500 время, не

г) <001> Ni, Т=300 К

0 100 200 300 400 500 время, пс

д)<110> Ni, Т=300 К

200 400 600 800 время, пс

е)<111> Ni, Т=300 К

Рис

. 2. Зависимость запасенной энергии деформации и напряжения на захватах от времени при температуре 300 К для нановолокон №

Ж--L

) 100 200 300 400 500 600 время, пс

а)<001> AI, Т=300 К

• 100 200 300 400 500 600 время, пс

б)<110> AI, Г=300 К

200

800

40(1 600 время, не

в)<111> AI, Т=ЗП0 К

деформация, %

20 40 60 80 100

деформация, %

20 40 60 80 100

деформация, %

20 40 60 80 100

100 200 300 400 500 600 время, не

" )<001>А1, Т=300 К

Рис.

» 100 200 300 400 500 600 время, пс

Д)<110> А1, 1=300 К

3. Зависимость запасенной энергии деформации и напряжения на захватах от времени при температуре 300 К для нановолокон А1

200 400 600 800

время, пс е) <111> AI, I =300 К

На квазиупругой стадии деформации накапливались точечные дефекты (вакансии и междоузлия). Количество образующихся точечных дефектов на данной стадии деформации было прямо пропорционально температуре эксперимента. Запасенная энергия деформации изменялась по

параболическому закону (рис. 2 а, 3 а), напряжение на захватах росло линейно (рис. 2 (г,д,е), рис.3 (г,д,е)), в нановолокне отсутствовали атомы с ГПУ топологией ближайших соседей. В конце первой стадии деформации происходило проскальзывание участков нановолокна с образованием субструктурных блоков, на границах между субструктурными блоками образовались дефекты упаковки (ДУ). При этом происходило падение величины запасенной энергии деформации и напряжения на захватах.

Во время пластической деформации происходило проскальзывание блоков нановолокна преимущественно по плоскостям скольжения типа ¡111}. При этом на границах субструктурных блоков образовывались и исчезали ДУ. Особенности структурно-энергетических превращений на этой стадии зависели от ориентации оси растяжения, материала нановолокна и температуры эксперимента.

На стадии течения перестройка атомной структуры происходила преимущественно в области шейки, образовавшейся в конце второй стадии. Величины запасенной энергии деформации и напряжения на захватах изменялись на данной стадии незначительно.

В результате разрушения нановолокно разделялось на две части, перестройки атомной структуры не наблюдалось. После старта релаксации путем сверхбыстрого охлаждения до 0 К в некоторых случаях происходило образование новых дефектов упаковки и двойников или упорядочение структуры. Особенности структурно-энергетических превращений при этом зависели от температуры, материала нановолокна и ориентации оси растяжения.

Рис. 4. Общий вид нановолокна <110> Ni при образовании субструктурного блока пугем поворота участка нановолокна (а), расположение атомов плоскости (111) нановолокна <110> Ni после поворота участка (б) при температуре 300 К на 32 пс

а)

И iSS

Примечание: на рис. 4 (а) и (б) субструктурный блок СБ-3 образован поворотом участка нановолокна.

1 т.

б)

Ориентация оси растяжения нановолокна оказывала непосредственное влияние на особенности структурно-энергетических превращений на второй стадии деформации в процессе одноосного растяжения.

В случае ориентации оси растяжения в направлении <001> в нановолокнах наблюдалось скольжение атомных блоков преимущественно по плоскостям наиболее плотной упаковки типа {111}. При этом образовывались ДУ и двойники. При температурах 10 и 300 К в начале второй стадии деформации на боковых гранях нановолокон наблюдались линии скольжения, расположенные под углом 35-45° к оси растяжения.

При ориентации оси растяжения в направлении <110> некоторые субструктурные блоки образовывались путем поворота участков нановолокна (рис. 4).

а)

Рис. 5. Графики зависимости числа атомов с ГПУ (жирная

линия) и промежуточной (тонкая линия) топологиями ближайших соседей от времени деформации при температуре 300 К в нановолокнах <111 > № (а) и <111> А1 (б)

б)

В случае ориентации оси растяжения в направлении <111> при температурах 10 и 300 К наблюдалось повторяющееся восстановление кристаллической структуры (рис. 5 а, б). Из графиков на рис. 5 (а, б) видно, что появление дефектов упаковки сопровождается мгновенным ростом количества атомов с ГПУ топологией ближайших соседей. Длительность периодов, в течение которых структура нановолокна не разрушалась после рекристаллизации, и частота рекристаллизаций зависели от температуры и материала нановолокна. Нарушение структуры после таких периодов сопровождалось падениями значений запасенной энергии деформации (рис. 2 в, рис. 3 в) и напряжений на захватах (рис. 2 е, рис. 3 е).

Четвертая глава посвящена исследованиям структурно-энергетических превращений, имеющих место в процессе деформации нановолокон ГЦК интерметаллида №3А1. В главе изучено влияние величины скорости деформации на характер структурно-энергетических превращений в нановолокнах №3А1. Дан сравнительный анализ структурно-энергетических превращений, происходящих при высокоскоростном одноосном растяжении нановолокон №3А1 и чистых металлов N1 и А1.

В результате исследования структурно-энергетических превращений происходящих в нановолокнах ГЦК интерметаллида №3А1 в процессе высокоскоростной деформации растяжения выявлены такие же стадии деформации, как и в нановолокнах чистых металлов. На каждой стадии деформации нановолокон №3А1 реализовывались характерные для нее механизмы структурно-энергетических превращений в нановолокне.

0,12 я s 0,1 £ о 0,08 а. я о,об

üj —-

а са 0,04

О 100 200 300 400 500 0 100 200 300 400 100 200 300 400 500

время, пс время, пс время, пе

а)<001>N i3 А 1,Т=300 К 6)<110>Ni3AI, Т=300 К в)<111>Ni3Al,T=300 К

деформация, % деформация, % деформация, %

" - — '" 20 30 4050 60 70 20 40 60 80 100

0 100 200 300 400 500 0 100 200 300 400

время, пе время, не время, пс

r)<001>Ni3AI,T=300 К д) <110>N13AI, Т=300 К е) <lll>Ni3Al,T=300 К

Рис. 6. Зависимость запасенной энергии деформации и напряжения на захватах от времени при температуре 300 К для нановолокон Ni3Al

На квазиупругой стадии деформации происходило накопление вакансий, межузельных атомов и точечных дефектов замещения (ТДЗ). Количество точечных дефектов увеличивалось с ростом температуры эксперимента. Запасенная энергия деформации изменялась по параболическому закону (рис. 6 а,б,в), напряжение на захватах росло линейно (рис. 6 г,д,е), в нановолокне отсутствовали атомы с ГПУ топологией ближайших соседей. В конце первой стадии происходило проскальзывание частей нановолокна с образованием антифазных доменов (АФД). Границы АФД представляли собой сверхструктурные ДУ и антифазные границы (АФГ).

Во время пластической деформации происходило проскальзывание блоков нановолокна преимущественно по плоскостям скольжения типа {111}. Механизмы структурно-энергетических превращений на этой стадии зависели от ориентации оси растяжения, материала нановолокна и температуры

эксперимента. В нановолокнах №3А1 образовывались сверхструктурные дефекты в виде АФГ и АФД.

На стадии течения перестройка атомной структуры происходила преимущественно в области шейки, образовавшейся в конце второй стадии. Величины запасенной энергии деформации и напряжения на захватах изменялись на данной стадии незначительно.

После разрушения нановолокно разделялось на две части, перестройки атомной структуры не наблюдалось. На старте релаксации путем сверхбыстрого охлаждения до О К в некоторых случаях происходило образование новых дефектов или упорядочение структуры. Механизмы структурно-энергетических превращений при этом зависели от температуры, материала нановолокна и ориентации оси растяжения.

Ориентация оси растяжения нановолокна оказывала непосредственное влияние на особенности структурно-энергетических превращений в нановолокнах №3А1 на второй стадии деформации в процессе одноосного растяжения.

В случае ориентации оси растяжения в направлении <001> в нановолокнах наблюдалось скольжение атомных блоков преимущественно по плоскостям наиболее плотной упаковки типа {111}. При этом образовывались сверхструктурные ДУ и АФГ. При температурах 10 и 300 К в начале второй стадии деформации на боковой поверхности нановолокна видны линии скольжения, расположенные под углом 35-45° к оси растяжения.

При ориентации оси растяжения в направлении <110> некоторые АФД образовывались путем поворота участков нановолокон.

В случае ориентации оси растяжения в направлении <111> при температурах 10 и 300 К наблюдалось повторяющееся восстановление кристаллической структуры с исчезновением ДУ. Длительность периодов, в течение которых структура нановолокна не разрушалась после рекристаллизации, и частота рекристаллизаций зависели от температуры и материала нановолокна.

Сравнительный анализ показал, что на особенности структурно-энергетических превращений в нановолокнах N1, А1 и №3А1 на всех этапах деформации влияла температура эксперимента.

Длительность первого этапа деформации и величина относительной деформации, соответствующая окончанию данного этапа, уменьшались с ростом температуры.

С ростом температуры среднее количество атомов с промежуточной топологией ближайших соседей в процессе высокоскоростной деформации увеличивалось. Данные атомы представляют собой большей частью атомы, сместившиеся в пространство между кристаллографическими плоскостями и образовавшие тем самым межузельные атомы, вакансии и точечные дефекты замещения. Последние образовывались только в сплаве. При температурах, близких к температурам плавления доля атомов с промежуточной топологией

ближайших соседей составляла в различных случаях 15-20 %, что говорит о высокой доле вакансий и межузельных атомов в нановолокне.

С увеличением температуры эксперимента снижалось значение предела текучести.

Величина температуры влияла на то, как часто в ходе второй стадии деформации происходила рекристаллизация (исчезновение ДУ) нановолокон №3А1 с ориентацией оси растяжения <111>. Как и в нановолокнах <111> N1 при температуре 300 К частота их появления значительно ниже (через 23-72 пс), чем при температуре 10 К (через 10-30 пс). При температурах 10 К и 300 К, как и в случае нановолокон №, длительность периодов в которые не образовывались новые атомы с ГПУ топологией после восстановления структуры нановолокна существенно не отличалась.

И

■ X .

■I £

а)

<(1П1>!

<010>~"

|1й|

в)

б)

Рис. 7. Дефекты, образовавшиеся в нановолокнах в процессе структурно-энергетических превращений: а) двойники в плоскости (100) нановолокна <001> А1 при температуре 10 К б) сверхструктурные дефекты упаковки в плоскости (1 10) нановолокна <001> №зА1 после разрушения при температуре 300 К в) перестройка атомов на 33 пс изначально располагавшихся в плоскости (110) нановолокна <001> N1 при температуре 1300 К

Сравнительный анализ показал, что структурно-энергетические превращения на второй стадии деформации, имеющие место при одноосном растяжении нановолокон №3А1, N1 и А1 могут быть обусловлены свойствами материала.

При температурах 10 и 300 К в результате структурно-энергетических превращений в процессе деформации в нановолокнах <001> А1 и <001> № образовывались структурные дефекты - дефекты упаковки и двойники (рис. 7 а), в нановолокнах <001 > №3А1 образовывались сверхструктурные дефекты в виде АФД и АФГ, которые сохранялись после разрушения (рис. 7 б). При температуре 300 К в начале второй стадии деформации на боковой поверхности нановолокна <001> А1 образовалась полоса сдвига из нескольких параллельных линий скольжения, в остальных случаях при температурах 10 и 300 К на поверхности нановолокон <001> N1, <001> А1 и <001> №3А1 образовывались единичные линии скольжения.

При температуре 1300 К в нановолокнах <001> № и <001> Ni3Al образовывались «ступеньки» двойников в результате перестройки атомов, изначально располагавшихся в плоскостях типа {110}, параллельных оси растяжения (рис. 7 в). С увеличением деформации количество двойников увеличивалось. В нановолокнах <001> А1 из-за большой подвижности атомов нановолокна, атомы смещались блоками геометрически неправильной формы, направления смещений были обусловлены действием деформирующей нагрузки.

При температурах 10 и 300 К в нановолокнах <110> Ni и <110> А1 путем поворота участков образовывались и увеличивались в размерах субструктурные блоки, в нановолокнах <110> Ni3AI при повороте участков образовывались АФД. Граница субструктурного блока <110> А) при температуре 10 К была образована двумя пересекающимися плоскостями типа {111}, в то время как границы блоков в нановолокне <110> Ni и АФД в нановолокне <110> Ni3AI были параллельны друг другу и образованы строго одной плоскостью типа {111}.

Максимальная длительность периодов, во время которых структура нановолокна не претерпевала изменений после рекристаллизации (исчезновения ДУ) при температурах 10 и 300 К в нановолокнах <111> AI в 2-2,5 раза больше, чем в нановолокнах <111> Ni и <111> Ni3Al.

Значение предела текучести для нановолокон Ni и Ni3Al были в 1,9-3,0 раза больше соответствующих значений для нановолокон А1, что согласуется с соотношением объемных модулей упругости для данных материалов. Значения предела текучести совпали с данными, полученными в рамках других моделей.

На примере нановолокон NijAI с ориентациями осей растяжения в направлениях <001>, <110> и <111> при температуре 300 К показано, что скорость деформации оказывает непосредственное влияние на особенности структурно-энергетических превращений в процессе одноосного растяжения, величину предела текучести и длительность первой стадии деформации (рис. 8).

0 5 10 15 20 25

Деформация, %

Рис. 8. Зависимость напряжения от величины относительной деформации для нановолокон <111> ЬН^А! при различных скоростях деформации

Из графиков следует, что величина предела текучести прямо пропорциональна скорости деформации. Подобные закономерности были установлены для ГЦК Аи в работе [10]. С увеличением скорости деформации увеличивалось значение относительной деформации, при которой достигалось максимальное напряжение на захватах. При самой высокой из рассматриваемых скоростей деформации, составляющей порядка 10И) с ', вместо скольжения по плоскостям наиболее плотной упаковки при температуре 300 К наблюдалось разрушение структуры нановолокна.

а) б)

Рис. 9. Зависимость параметра ближнего порядка на первой координационной сфере в ГЦК области от величины относительной деформации для нановолокон №3А1 при температурах 10 К (а) и 300 К (б)

На примере нановолокон 1\П3А1 показано, что скорость нарушения ближнего порядка в результате структурно-энергетических превращений в процессе деформации, зависит от ориентации оси растяжения. При температурах 10 и 300 К наибольшее нарушение ближнего порядка в ГЦК области происходило в нановолокнах с ориентацией оси растяжения в направлении <110>, наименьшее в нановолокнах с ориентацией оси растяжения в направлении <001> (рис. 9 а,б). При температуре 1300 К ориентация оси растяжения не оказывала влияния на скорость нарушения ближнего порядка атомов в ГЦК области.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. В процессе деформации растяжения нановолокон ГЦК металлов №, А1 и №3А1 выявлены четыре стадии структурно-энергетических превращений: квазиупругая, пластическая, течения и разрушения. На первой стадии образуются точечные дефекты - вакансии и междоузлия. В нановолокнах сплавов образуются ТДЗ. Первая стадия структурно-энергетических превращений в процессе деформации заканчивается образованием планарных дефектов. В чистых металлах в результате проскальзывания частей нановолокна образуются дефекты упаковки. В нановолокнах 1\П3А1 в конце первой стадии деформации образуются границы антифазных доменов в виде антифазных границ и сверхструктурных дефектов упаковки. На стадии пластической деформации в нановолокнах чистых металлов образуются новые ДУ, в

. нановолокнах Ni3Al - новые сверхструктурные ДУ. Структурно-энергетические превращения на третьей стадии происходят только в области шейки, образовавшейся в конце второй стадии деформации. В процессе структурно-энергетических превращений во время течения новые ДУ не образуются, направления смещений атомов в области шейки обусловлены действием деформирующей нагрузки.

2. Ориентация оси растяжения и форма нановолокна оказывают влияние на особенности структурно-энергетических превращений в нановолокнах ГЦК металлов. При ориентации оси растяжения в направлении <110> субструктурные блоки (чистые металлы) и антифазные домены (сплавы) образуются поворотом участков нановолокна, при ориентации оси растяжения в направлении <111> наблюдается повторяющееся восстановление кристаллической структуры нановолокна с полным исчезновением структурных ДУ (атомов с ГПУ топологией ближайших соседей).

3. С увеличением температуры, при которой происходит высокоскоростное растяжение, уменьшается длительность первой стадии деформации и увеличивается количество точечных дефектов, накапливаемых на первой стадии. Величина предела текучести обратно пропорциональна температуре эксперимента.

4. При увеличении скорости деформации увеличивается величина предела текучести и относительной деформации в конце первой стадии.

5. Наибольшая потеря ближнего порядка при температурах 10 и 300 К наблюдается в нановолокнах <110> Ni3Al, наименьшая - в нановолокнах <001> Ni3Al. При температуре 1300 К направление оси растяжения не влияет на скорость разрушения ближнего порядка в ГЦК области Ni3Al.

ЛИТЕРАТУРА

1. Поздняков В. А. Физическое материаловедение наноструктурных материалов. - М: МГИУ, 2007. - 424 с.

2. Рыжонков Д.И., Левина В.В., Дзидзигури Э.Л. Наноматериалы. - М.: Бином. Лаборатория знаний, 2008. - 365 с.

3. Шукейло Ю.А., Кормилицын О.П. Механика материалов и структур нано- и микротехники. - С.-Пб.: Academia, 2008. - 224 с.

4. Инденбом В.Л., Орлов А.Н. Проблема разрушения в физике прочности // Проблемы прочности. - 1970. - № 12. - С. 3-22.

5. Мышляев М.М., Шпейзман В.В., Камалов М.М. Стадийность деформации микрокристаллического алюминий-литиевого сплава в условиях сверхпластичности // ФТТ. - 2001. - Т. 43, № 11. - С. 2015-2020.

6. Панин A.B., Сон A.A., Иванов Ю.Ф., Копылов В.И. Особенности локализации и стадийности пластической деформации субмикрокристаллического армко-железа с полосовой фрагментированной субструктурой // Физическая мезомеханика. - 2004. - Т. 7, № 3. - С. 13-16.

7. Liang W., Zhou М. Size and strain rate effects in tensile deformation of Cu nanowires // Nanotech. - 2003. - V. 2. - P. 452-455.

8. Ji С., Park H.S. Geometric effects on the inelastic deformation of metal nanowires // Appl. Phys. Lett. - 2006. - V. 89. - P. 181916.

9. Park H.S., Laohom V. Surface composition effects on martensitic phase transformation in nickel aluminum nanowires // Philosophical Magazine. - 2007. -V. 87.-P. 2159-2168.

10. Koh S.J.A., Lee H.P. Molecular dynamics simulation of size and strain rate dependent mechanical response of FCC metallic nanowires // Nanotechnology. -2006.-V. 17.-P. 3451-3467.

11. Зольников К.П. Нелинейный отклик материалов на макромасштабном уровне при высокоэнергетических воздействиях. Автореферат диссертации на соискание ученой степени д. ф.-м. н. - Томск, 2002. - 35 с.

12. Berendsen H.J.C., et al. Molecular-dynamics with coupling to an external bath // J. Chem. Phys. - 1984. - V. 81, № 8, P. 3684-3690.

13. Горлов H.B. Моделирование на ЭВМ плоских дефектов в упорядоченных сплавах типа А3В и АзВ(С). Диссертация на соискание ученой степени к. ф.-м. н. - Томск, 1987. - 214 с.

14. Ракитин Р.Ю. Исследование механизмов диффузии по границам зерен в ГЦК металлах. Автореферат диссертации на соискание ученой степени к.ф.-м. н. - Барнаул, 2006. - 23 с.

15. 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 д. ф.-м. н. -Барнаул, 2008. - 38 с.

16. Van Swygenhoven Н., Farkas D., Саго A. Grain-boundary structures in polycrystalline metals at the nanoscale // Phys. Rev. B. - 2000. - V. 62, № 2. -P. 831-838.

17. Крыжевич Д.С. Исследование зарождения пластической деформации в ГЦК материалах на атомном уровне. Автореферат диссертации на соискание ученой степени к.ф.-м.н. - Томск, 2009. - 17 с.

18. Псахье С.Г., Зольников К.П., Крыжевич Д.С., Липницкий А.Г. Молекулярно-динамическое исследование возможности термофлуктуационного механизма генерации структурных дефектов при высокоскоростной деформации // Письма в ЖТФ. - 2006. - Т. 32, №3.-С. 14-18.

Основные результаты диссертации изложены в следующих работах:

Статьи, опубликованные в журналах, рекомендованных ВАК Минобрнауки РФ:

1. Старостенков М.Д., Яшин А.В., Дудник Е.А., Синица Н.В. Исследование структурных превращений в сплаве NijAl под действием одноосной деформации растяжением // Деформация и разрушение материалов. -2009. - № 6. - С. 28-31.

2. Старостенков М.Д., Яшин А.В., Дудник Е.А., Синица Н.В., Хорошилов Д.Е. Структурно-энергетические превращения в металлических нановолокнах в условиях высокоскоростной динамической деформации растяжения // Перспективные материалы. - 2009. - Специальный выпуск №7. - С. 383-388.

Статьи, опубликованные в международных изданиях:

3. Starostenkov M.D., Yashin A.V., Sinitsa N.V., Dudnik E.A. Atomic mechanisms of structural reconstruction of FCC-metals in the process of tension deformation // CD disk, Proceedings of 12lh International Conference on Fracture. - 2009. - Ottawa, Ontario, Canada. - fin00236, PP. 1-9.

Свидетельства о регистрации программ для ЭВМ:

4. Дудник Е.А., Синица Н.В., Старостенков М.Д., Яшин A.B. Моделирование структурных превращений в сплавах методом молекулярной динамики при различных температурах с использованием парных потенциалов Морза (ДИНАМИКА). - Свидетельство об официальной регистрации программ для ЭВМ №2007611472 от 09.04.2007 г.

Прочие статьи:

5. Синица Н.В., Яшин A.B. Моделирование структурных превращений в интерметаллиде NÍ3AI методом молекулярной динамики // Материалы Всероссийской научно-технической конференции студентов, аспирантов и молодых ученых «Проблемы социального и научно-технического развития в современном мире». - Рубцовск: РИО РИИ, 2007. - С. 62-64.

6. Яшин A.B., Синица Н.В. Влияние деформации на намагниченность в сплавах // Сборник трудов XIV Международной научно-практической конференции студентов, аспирантов и молодых ученых «Современные техника и технологии»,- Томск: Изд-во Томского политехнического университета. - 2008. -Т.З.- С.154-156.

7. Яшин A.B., Дудник Е.А., Синица Н.В., Старостенков М.Д. Исследование упругой стадии деформации при одноосном динамическом растяжении // Материалы XVIII петербургских чтений по проблемам прочности и роста кристаллов. - С-Петербург, 2008. - С. 59-61.

8. Яшин A.B. Деформация в сплавах сверхструктуры Ll2 при разрыве // Материалы III (XXXV) Международной научно-практической конференции «Образование, наука, инновации - вклад молодых исследователей». -Кемерово: ООО «ИНТ», 2008. - С.524-527.

9. Старостенков М.Д., Яшин A.B., Дудник Е.А., Синица Н.В. Исследование структурных превращений в бинарном сплаве под действием деформации растяжения // Материалы XLVII Международной конференции «Актуальные проблемы прочности». - Н.Новгород, 2008 - С. 48-50.

10. Яшин A.B., Синица Н.В., Дудник Е.А., Старостенков М.Д. Процессы атомной перестройки при динамическом растяжении // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. -2008. -№5. - С. 16-20.

11. Яшин A.B., Дудник Е.А., Синица Н.В. Исследование влияния одноосной деформации на свойства сплавов сверхструктуры Ll2 // Сборник тезисов докладов открытой школы-конференции стран СНГ «Ультрамелкозернистые и

наноструктурные материалы - 2008» - Уфа, Башкирский государственный университет, 2008. - С. 240-241.

12. Яшин A.B., Синица Н.В., Дудник Д.В. Деформация в сплавах сверхструктуры LI 2 // Материалы X всероссийской научно-технической конференции «Проблемы социального и научно-технического развития в современном мире». - Рубцовск: РИО РИИ, 2008. - С.57-60.

13. Дудник Е.А., Старостенков М.Д., Яшин A.B., Синица Н.В. Исследование механизмов разрушения в сплаве Ni3Al под действием деформации растяжения // Сборник материалов V Всероссийской конференции «Механика микронеоднородных материалов и разрушение». - Екатеринбург: ИМАШ УрО РАН, 2008. - С.39.

14. Старостенков М.Д., Яшин A.B., Хорошилов Д.Е., Дудник Е.А., Тихонова Т.А. Влияние носителей свободного объема на характер деформации ГЦК кристалла // Сборник тезисов V Международной конференции «Фазовые превращения и прочность кристаллов». - Черноголовка, 2008. - С. 66.

15. Дудник Е.А., Синица Н.В., Яшин A.B., Старостенков М.Д. Исследование влияния дефекта упаковки на структурные превращения в упорядочивающихся сплавах и интерметаллидах // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - 2008. - №3. - С. 79-83.

16. Глезер A.M., Старостенков М.Д., Дудник Е.А., Яшин A.B., Синица Н.В., Хорошилов Д.Е. Исследование атомных механизмов перестройки в сплаве Ni3Al при одноосной деформации растяжения // Труды 11-го Международного симпозиума «Упорядочение в минералах и сплавах» (ОМА-11). - Ростов-на-Дону, п. JToo: Изд-во СКНЦ ВШ ЮФУ АПСН. - 2008. - Т. 1.-С. 141-144.

17. Starostenkov M.D., Yashin A.V., Sinitsa N.V. Atomic mechanisms of structural reconstruction of nanocrystal FCC at an impulsive deformation // Book of Abstract: 2008 E-MRS Fall Meeting and Exhibit. - Aug. 2008. - PP. 170.

18. Starostenkov M.D., Yashin A.V., Tereschenko O.A., Pozhidaeva O.V., Medvedev N.N. The formation of aggregates from Ni atoms at the impulsive highintensive influences on Ni3Al intermetallide // Book of Abstract: 2008 E-MRS Fall Meeting and Exhibit. - Aug. 2008. - PP. 183.

19. Яшин A.B., Синица H.B., Хорошилов Д.Е., Старостенков М.Д., Дудник Е.А. Исследование перераспределения атомных связей на участках структурных разрушений в сплаве Ni3Al // Сборник статей 9-й Всероссийской научной конференции «Краевые задачи и математическое моделирование» -Новокузнецк: НФИ ГОУ ВПО «КемГУ», 2008. - Т.2. - С. 95-98.

20. Яшин A.B., Синица Н.В., Хорошилов Д.Е., Старостенков М.Д., Дудник Е.А. Исследование участков сверхструктурных разрушений при одноосной динамической деформации в сплаве Ni3Al // Материалы Международной научно-технической школы-конференции «Молодые ученые - науке, технологиям и профессиональному образованию». - М.: Энергоатомиздат. -2008.-Ч. 3. - С. 160-163.

21. Тажибаева Г.Б., Квеглис Л.И., Дудник Е.А., Яшин A.B., Синица Н.В., Абылкалыкова Р.Б., Носков Ф.М. Структурные и магнитные превращения в сплаве Ni3Al // Материалы 1-ой Международной Казахстано-Российско-

Японской конференции «Перспективные технологии, оборудование и аналитические системы для материаловедения и наноматериалов». Усть-Каменогорск, ВКГТУ. - 2008. - С. 446-451.

22. Старостенков М.Д., Яшин A.B., Дудник Е.А., Синица Н.В., Хорошилов Д.Е. Исследование динамической деформации нановолокна Ni3Al с осью растяжения <111> // Материалы I Региональной научно-практической конференции «Перспективы развития наноиндустрии Алтая. Анализ состояния патентно-лицензионной деятельности нанотехнологической сети региона». -Бийск: ФГУП «ФНПЦ «Алтай». - 2009. - С. 35-36.

23. Старостенков М.Д., Яшин A.B., Дудник Е.А., Хорошилов Д.Е. Исследование процесса структурной и сверхструктурной перестройки металлического нановолокна при одноосной деформации растяжения в направлении <111> // Сборник тезисов Международного симпозиума «Перспективные материалы и технологии». - Витебск: УО «ВГТУ». - 2009. -С. 54.

24. Яшин A.B., Синица Н.В., Хорошилов Д.Е., Дудник Е.А., Старостенков М.Д. Компьютерное моделирование структурно-энергетических превращений в нановолокне Ni3Al при одноосной деформации // Тезисы докладов II Всероссийской конференции с интернет-участием «От наноструктур, наноматериалов- и нанотехнологий к наноиндустрии». - Ижевск: Изд-во ИжГТУ. - 2009. - С. 143.

25. Старостенков М.Д., Яшин A.B., Дудник Е.А., Синица Н.В. Исследование атомных механизмов разрушения нановолокон // Тезисы VI Международной конференции «Математическое моделирование в образовании, науке и производстве» - Тирасполь: Изд-во Приднестровского университета. - 2009. -С. 98-99.

26. Старостенков М.Д., Яшин A.B., Дудник Е.А., Синица Н.В., Хорошилов Д.Е. Исследование атомных механизмов перестройки в сплаве Ni3Al при одноосной деформации растяжения в направлении <110> // Труды 12-го Международного симпозиума «Упорядочение в минералах и сплавах» (ОМА-12). Ростов-на-Дону, п. Лоо: Изд-во СКНЦ ВШ ЮФУ АПСН. - 2009. - Т. 2. -С. 252-256.

27. Старостенков М.Д., Яшин A.B., Дудник Е.А., Синица Н.В., Хорошилов Д.Е. Исследование процессов атомной перестройки в нановолокне сплава Ni3Al подвергнутого одноосной деформации растяжения в направлении <110> // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - 2009. - №1. -С. 74-80.

28. Старостенков М.Д., Яшин A.B., Дудник Е.А., Синица Н.В., Хорошилов Д.Е. Исследование нановолокон металлов и сплавов на основе ГЦК-решетки // Сборник материалов III международной конференции «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов» (DFMN-09). - М: Интерконтакт Наука. - 2009. - С. 395-396.

29. Глезер A.M. Исследование атомных механизмов перестройки в сплаве Ni3Al при одноосной деформации растяжения [Электронный ресурс] / A.M. Глезер, М.Д. Старостенков, Е.А. Дудник, A.B. Яшин, Н.В. Синица, Д.Е. Хорошилов // Фазовые переходы, упорядоченные состояния и новые материалы. - 2009, № 10. - Режим доступа: http://www.ptosnm.ru/catalog/i/470. Дата обращения: 01.02.2010.

30. Яшин A.B., Мясниченко B.C. Исследование прочностных свойств ГЦК металлов при одноосной динамической деформации растяжением в направлении <110> // Труды Всероссийской конференции с элементами научной школы для молодежи «Новые материалы. Создание, структура, свойства» -Томск: Изд-во Томского политехнического университета, 2009. — С. 86-90.

31. Яшин A.B., Синица Н.В., Кононов И.Н. Структурные и сверхструктурные изменения, происходящие в нановолокне Ni3Al в процессе высокоскоростной деформации // Сборник трудов XV Международной научно-практической конференция студентов, аспирантов и молодых ученых «Современная техника и технологии» - Томск: Изд-во Томского политехнического университета. - 2009. -Т. 3.- С. 545-547.

32. Синица Н.В., Старостенков М.Д., Хорошилов Д.Е., Яшин A.B., Дудник Е.А. Влияние концентрации точечных дефектов на особенности процесса деформации и разрушения нановолокна интерметаллнда Ni3Al // Сборник тезисов XVII Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов» - Самара: Самарский государственный технический университет. -2009.-С. 212-213.

33. Квеглис Л.И., Дудник Е.А., Яшин A.B., Синица Н.В., Абылкалыкова Р.Б., Носков Ф.М., Тажибаева Г.Б. Структурные и магнитные превращения в сплаве Ni3Al // Труды VII Международной Российско-Казахстано-Японской научной конференции «Перспективные технологии, оборудование и аналитические системы для материаловедения и наноматериалов». - Волгоград. - 2009. -С. 742-746.

Подписано в печать 12.03.2010. Печать - цифровая. Усл.п.л. 1,39. Тираж 100 экз. Заказ 2010-132

Отпечатано в типографии АлтГТУ, 656038, г. Барнаул, пр-т Ленина, 46 тел.: (8-3852) 36-84-61

Лицензия на полиграфическую деятельность ПЛД №28-35 от 15.07.97 г.

ВВЕДЕНИЕ.

I. ИССЛЕДОВАНИЕ ОСОБЕННОСТЕЙ И СТАДИЙ ДЕФОРМАЦИИ НАНОВОЛОКОН РЯДА МЕТАЛЛОВ И СПЛАВА NI3AL НА ОСНОВЕ ГЦК РЕШЕТКИ.

1.1. Виды наноматериалов, применяемых в промышленности.

1.1.1. Применение наноматериалов.

1.1.2. Способы промышленного и лабораторного производства наноматериалов.

1.1.3. Получение композитных материалов.

1.1.4. Влияние наноматериалов на биологические системы.

1.2. Экспериментальные методы исследования наноматериалов.

1.3. Компьютерное моделирование при исследовании свойств материалов.

1.4. Методы компьютерного моделирования при изучении деформации нанообъектов.

1.5. Результаты компьютерных исследований деформации в наноматериалах.

1.5.1. Деформация нанообъектов чистых металлов.

1.5.2. Деформация неметаллических нановолокон.

1.5.3. Деформация поликристаллических нановолокон.

1.5.4. Деформация наноматериалов на основе Ni, А1 и их сплавов

1.6. Постановка задачи.

II. ПОСТРОЕНИЕ КОМПЬЮТЕРНОЙ МОДЕЛИ.

2.1. Модель эксперимента.

2.2. Обоснование выбора потенциалов межатомного взаимодействия

2.3. Выбор ориентации нановолокон и боковых граней.

2.3.1. Нановолокна с ориентацией оси растяжения в направлении <001>.

2.3.2. Нановолокна с ориентацией оси растяжения в направлении <110>.

2.3.3. Нановолокна с ориентацией оси растяжения в направлении <111>.

2.4. Методика анализа структуры деформированного нановолокна

2.5. Формулы расчета исследуемых величин и визуализаторы.

III. ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРНО-ЭНЕРГЕТИЧЕСКИХ ПРЕВРАЩЕНИЙ, ПРОИСХОДЯЩИХ В ПРОЦЕССЕ ДЕФОРМАЦИИ

НАНОВОЛОКОН ЧИСТЫХ МЕТАЛЛОВ.

3.1. Стадийность структурно-энергетических превращений в нановолокнах чистых металлов с ГЦК решеткой.

3.2. Деформация нановолокон чистых металлов в направлении <001>

3.2.1. Деформация нановолокон Ni в направлении <001>.

3.2.2. Деформация нановолокон А1 в направлении <001>.

3.3. Деформация нановолокон чистых металлов в направлении <110>

3.3.1. Деформация нановолокон Ni в направлении <110>.

3.3.2. Деформация нановолокон А1 в направлении <110>.

3.4. Деформация нановолокон чистых металлов в направлении <111>

3.4.1. Деформация нановолокон Ni в направлении <111>.

3.4.2. Деформация нановолокон А1 в направлении <111>.

3.5. Сравнение значений пределов текучести при деформации нановолокон Ni и А1 с данными других моделей.

В науке о материалах очень важное место отводится задаче конструирования новых видов материалов с заранее заданными свойствами, которые зависят от компонент, входящих в состав, строения материала на различных уровнях, формы образца и режима эксплуатации. В связи с этим появилась новая область на стыке науки и техники - нанотехнологш. Впервые этот термин был использован К.Танигучи в 1974 году на конференции Японского общества точного машиностроения [1]. Автор доклада предсказал переход к обработке материалов с ультравысокой точностью, а термин «нанотехнология» определил, как междисциплинарную технологию, позволяющую производить манипуляцию с объектами от 0,1 до 100 нм. Понятие нанотехнологий развивалось и в 80-е гг. 20 в. Г.Глейтер обратил внимание на уникальность свойств материалов, состоящих из кристаллитов наномасштабного размера [2]. В рамках данного подхода нанотехнология - это область науки и техники, изучающая влияние наноразмерных частиц и наноструктур, входящих в состав материала, на его физические свойства [3].

В соответствии с изложенными подходами к определению нанотехнологии, в настоящее время наноматериалами условно принято считать материалы, свойства которых определяются элементами строения с размерами менее чем 100 нм. Таким образом, наноматериалами называют не только наноразмерные частицы, но и материалы, созданные с их участием. Строительными блоками для наноматериалов могут быть зерна чистых металлов или сплавов и нановолокна [4]. Объекты для исследования в данной работе - это нановолокна металлов и сплавов на основе ГЦК решетки. Под нановолокном понимают протяженный монокристалл, в кристаллической решётке которого практически отсутствуют дефекты. Отметим, что в литературе встречается другой термин для обозначения данных объектов -нанопроволока, однако в работе мы будем использовать термин - нановолокно.

Свойства материалов на макро- и нано- уровнях часто отличаются [5-9]. Например, прочность нановолокон в десятки раз выше, чем у обычных образцов. В ряде случаев встречается явление эффекта памяти формы, которое не наблюдается на макроуровне. Механизмы структурно-энергетических превращений в различных режимах деформации определяют прочностные свойства материалов, то есть свойства твердых тел сопротивляться разрушению и необратимому изменению формы [10,11]. Таким образом, задача изучения механизмов структурно-энергетических превращений, происходящих в процессе высокоскоростной деформации нановолокон чистых металлов и сплавов, интересна с точки зрения развития теоретических представлений о свойствах нанообъектов и создания новых видов наноматериалов с заданными свойствами.

Известно, что в результате структурно-энергетических превращений в процессе деформации чистых металлов и сплавов могут образовываться дефекты структуры различных типов:

• Точечные или нульмерные дефекты - вакансии, межузельные атомы, пары Френкеля.

• Планарные дефекты - дефекты упаковки (ДУ), границы зерен, двойники [12,13].

В нановолокнах упорядоченных сплавов и интерметалл и дов образуются сверхструктурные дефекты - точечные дефекты замещения, антифазные границы (АФГ), антифазные домены (АФД), сверхструктурные дефекты упаковки (СДУ).

Известно, что структурно-энергетические превращения в процессе деформации имеют свою стадийность [14,15]. Каждая стадия отличается типом образующихся дефектов и характером взаимодействия между ними.

При исследовании структурно-энергетических превращений в процессе деформации используют три основных подхода: теоретические расчеты, реальный эксперимент и компьютерное моделирование [7,16-21]. Данные подходы развиваются согласованно, дополняя друг друга необходимыми данными. Компьютерная модель может служить, с одной стороны средством для апробации теоретических представлений, а с другой стороны объяснять или прогнозировать явления, еще не отраженные в теоретических и экспериментальных работах.

В последние пять лет в научной литературе отмечается рост публикаций посвященных исследованию с привлечением ЭВМ структурноО энергетических превращений в процессе высокоскоростной деформации (10 -Ю10 с"1) нановолокон на основе чистых металлов, таких как золото, серебро, никель, алюминий и др. Однако, мало исследованными остаются свойства нановолокон интерметаллидов, в частности Ni3Al. Данный материал обладает положительной температурной зависимостью предела текучести. При деформации в таких сплавах может происходить сочетание структурных и сверхструктурных изменений, обуславливающих различные эффекты.

В связи с изложенным, представленное исследование, с привлечением метода молекулярной динамики, структурно-энергетических превращений в нановолокнах чистых ГЦК металлов Ni, А1 и сплава Ni3Al в процессе высокоскоростной деформации является актуальным.

Цель работы заключается в исследовании методами компьютерного моделирования структурной перестройки нановолокон, подвергнутых высокоскоростной деформации. Для достижения указанной цели в работе ставились следующие задачи:

1. Исследовать основные стадии структурно-энергетических превращений, происходящих в нановолокне в процессе высокоскоростной одноосной деформации.

2. Выявить механизмы, реализующие структурно-энергетические превращения в нановолокне, характерные для конкретной стадии деформации.

3. Оценить влияние температуры на особенности структурно-энергетических превращений в нановолокнах на различных стадиях деформации.

4. Оценить влияние формы нановолокна и ориентации оси растяжения на особенности структурно-энергетических превращений в процессе одноосного растяжения.

5. Дать сравнительный анализ структурно-энергетических превращений, имеющих место при одноосном растяжении нановолокон чистых металлов Ni, А1 и интерметаллида Ni3Al.

Научная новизна диссертационной работы заключается в том, что методом молекулярной динамики на атомном уровне исследованы основные стадии структурно-энергетических превращений, происходящих в нановолокнах Ni, А1 и Ni3Al в процессе высокоскоростной деформации растяжения, при различных температурах. Выявлены механизмы, реализующие структурно-энергетические превращения, характерные для каждой стадии. Показано, что ориентация оси растяжения нановолокна влияет на особенности структурно-энергетических превращений на второй стадии деформации: в нановолокнах с ориентацией оси растяжения <111> происходит рекристаллизация, в нановолокнах с ориентацией оси растяжения <110> наблюдается поворот участков нановолокна с образованием субструктурных блоков (чистые металлы) и антифазных доменов (сплавы). Выявлено влияние температуры на длительность первой стадии деформации, количество точечных дефектов, образующихся на первой стадии деформации, и величину предела текучести. На примере нановолокон Ni3Al показано, что изменение скорости деформации приводит к изменению величины предела текучести и относительной деформации в конце первой стадии. Установлено, что наибольшая скорость нарушения ближнего порядка в процессе деформации нановолокон Ni3Al наблюдается при ориентации оси растяжения вдоль направления <110>, а наименьшая при ориентации оси растяжения вдоль направления <001>.

Настоящая диссертация состоит из введения, четырех глав и заключения.

4.7. Основные выводы

1. В результате исследования структурно-энергетических превращений происходящих в нановолокнах ГЦК интерметаллида Ni3Al в процессе высокоскоростной деформации растяжения, как и в случае чистых металлов, выявлено четыре основных стадии деформации: квазиупругая, пластическая, течения и разрушения.

2. На каждой стадии деформации нановолокон Ni3Al реализовывались характерные для нее механизмы структурно-энергетических превращений в нановолокне: а) На квазиупругой стадии деформации происходило накопление вакансий, межузельных атомов и ТДЗ. Количество точечных дефектов увеличивалось с ростом температуры эксперимента. Запасенная энергия деформации изменялась по параболическому закону, напряжение на захватах росло линейно. В нановолокне отсутствовали атомы с ГПУ топологией ближайших соседей. В конце первой стадии происходило проскальзывание частей нановолокна с образованием АФД. Границы АФД представляли собой сверхструктурные ДУ и АФГ. б) Во время пластической деформации происходило скольжение участков нановолокна преимущественно по плоскостям скольжения типа {111}. Механизмы структурно-энергетических превращений на этой стадии зависели от ориентации оси растяжения, материала нановолокна и температуры эксперимента. В нановолокнах Ni3Al образовывались сверхструктурные дефекты - АФГ и АФД. в) На стадии течения перестройка атомной структуры происходила преимущественно в области шейки, образовавшейся в конце второй стадии. Величины запасенной энергии деформации и напряжения на захватах изменялись на данной стадии незначительно. г) После разрушения нановолокно разделялось на две части, перестройки атомной структуры не наблюдалось. На старте релаксации атомного блока нановолокна путем сверхбыстрого охлаждения до О К в некоторых случаях происходило образование новых дефектов или упорядочение структуры. Механизмы структурно-энергетических превращений при этом зависели от температурного режима, материала нановолокна и ориентации оси растяжения.

3. Ориентация оси растяжения нановолокна оказывала непосредственное влияние на особенности структурно-энергетических превращений в нановолокнах Ni3AI на второй стадии деформации в процессе одноосного растяжения: а) В случае ориентации оси растяжения в направлении <001> в нановолокнах наблюдалось скольжение атомных блоков нановолокна преимущественно по плоскостям наиболее плотной упаковки типа {111}. При этом образовывались сверхструктурные ДУ и АФГ. При температурах 10 и 300 К в начале второй стадии деформации на боковой поверхности нановолокна видны линии скольжения, расположенные под углом 35-45° к оси растяжения. б) При ориентации оси растяжения в направлении <110> некоторые антифазные домены образовывались путем поворота участков нановолокон. в) В случае ориентации оси растяжения в направлении <111> при температурах 10 К и 300 К наблюдалось повторяющееся восстановление кристаллической структуры с исчезновением ДУ. Длительность периодов, в течение которых структура нановолокна не разрушалась после рекристаллизации, и частота рекристаллизаций зависели от температуры и материала нановолокна.

4. На особенности структурно-энергетических превращений в нановолокнах Ni3Al на всех этапах деформации влияла температура эксперимента: а) Длительность первого этапа деформации и величина относительной деформации, соответствующая окончанию данного этапа, уменьшались с ростом температуры, что характерно и для нановолокон чистых металлов. б) Как и в нановолокнах чистых металлов, с ростом температуры среднее количество атомов с промежуточной топологией ближайших соседей в процессе высокоскоростной деформации увеличивалось. Данные атомы представляют собой большей частью атомы, сместившиеся в пространство между кристаллографическими плоскостями и образовавшие тем самым межузельные атомы, вакансии и точечные дефекты замещения. в) Величина температуры влияла на то, как часто в ходе второй стадии деформации происходила рекристаллизация (исчезновение ДУ) нановолокон Ni3Al с ориентацией оси растяжения <111>. Как и в нановолокнах Ni при температуре 300 К частота их появления значительно ниже (через 23-72 пс), чем при температуре 10 К (через 10-30 пс). При температурах 10 К и 300 К, как и в случае нановолокон Ni, длительность периодов в которые не образовывались новые атомы с ГПУ топологией после восстановления структуры нановолокна существенно не отличалась. г) Как и в нановолокнах чистых металлов, с увеличением температуры эксперимента снижалось значение предела текучести.

5. Сравнительный анализ показал, что структурно-энергетические превращения на второй стадии деформации, имеющие место при одноосном растяжении нановолокон Ni3Al, Ni и А1 могут быть обусловлены свойствами материала: а) При температурах 10 К и 300 К в результате структурно-энергетических превращений в процессе деформации в нановолокнах <001> А1 и <001> Ni образовывались структурные дефекты - дефекты упаковки и двойники, в нановолокнах <001> Ni3Al образовывались сверхструктурные дефекты в виде АФД и АФГ. При температуре 300 К в начале второй стадии деформации на поверхности нановолокна <001 > А1 образовывалась полоса из нескольких параллельных линий скольжения, в остальных случаях при температурах 10 и 300 К образовывались единичные линии скольжения. б) При температуре 1300 К в нановолокнах <001> Ni и Ni3Al образовывались «ступеньки» двойников в результате перестройки атомов, изначально располагавшихся в плоскостях типа {110}, параллельных оси растяжения. С увеличением деформации количество двойников увеличивалось. Разрушение нановолокон Ni3Al происходило в центральной части волокна, нановолокна Ni разрушались в области между «ступеньками» и абсолютно жестким захватом. В нановолокнах <001> А1 из-за большой подвижности атомов нановолокна, атомы смещались блоками геометрически неправильной формы, смещения атомов были обусловлены действием деформирующей нагрузки. в) При температурах 10 и 300 К в нановолокнах <110> Ni и <110> А1 путем поворота участков образовывались и увеличивались в размерах субструктурные блоки. В нановолокнах <110> Ni3Al при повороте участков образовывались АФД. При температуре 10 К граница субструктурного блока А1 была образована двумя пересекающимися плоскостями типа {111), в то время как границы блоков в нановолокне Ni и АФД в нановолокнах Ni3Al были параллельны друг другу и образованы строго одной плоскостью типа {111}. г) Максимальная длительность периодов, во время которых структура нановолокна не претерпевала изменений после рекристаллизации (исчезновения ДУ) при температурах 10 К и 300 К, в нановолокнах <111> А1 в 2,0-2,5 раза больше, чем в нановолокнах <111> Ni и <111> Ni3Al. д) Значение предела текучести для нановолокон Ni и Ni3Al были в 1,9-3,0 раза больше соответствующих значений для нановолокон А1, что согласуется с соотношением объемных модулей упругости для данных материалов. Значения пределов текучести совпали с данными, полученными в рамках других моделей.

6. На примере нановолокон Ni3Al показано, что скорость деформации оказывала непосредственное влияние на особенности структурно-энергетических превращений на первой стадии деформации в процессе одноосного растяжения, величину предела текучести и длительность первой стадии деформации: а) Величина предела текучести прямо пропорциональна скорости деформации. б) С увеличением скорости деформации увеличивалось значение относительной деформации, при которой достигалось максимальное напряжение на захватах. в) При самой высокой из рассматриваемых скоростей деформации, составляющей порядка Ю10 с"1, вместо скольжения по плоскостям наиболее плотной упаковки при температуре 300 К наблюдалось разрушение структуры нановолокна.

7. На примере нановолокон Ni3Al показано, что скорость нарушения ближнего порядка в результате структурно-энергетических превращений в процессе деформации, зависит от ориентации оси растяжения. При температурах 10 К и 300 К наибольшее нарушение ближнего порядка в ГЦК области происходило в нановолокнах с ориентацией оси растяжения <110>, наименьшее в нановолокнах с ориентацией оси растяжения <001>. При температуре 1300 К ориентация оси растяжения не оказывала влияния на скорость нарушения ближнего порядка атомов в ГЦК области.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

В результате исследований структурно-энергетических превращений в процессе деформации растяжения нановолокон ГЦК металлов выявлены четыре стадии структурно-энергетических превращений: квазиупругая, пластическая, течения и разрушения.

На первой стадии деформации происходит накопление точечных дефектов. В нановолокнах чистых металлов образуются вакансии и междоузлия. В нановолокнах сплавов образуются сверхструктурные дефекты в виде ТДЗ. Количество точечных дефектов, образующихся на первой стадии деформации, увеличивается с ростом температуры эксперимента. Первая стадия структурно-энергетических превращений в процессе деформации заканчивается проскальзыванием частей нановолокна с образованием субструктурных блоков (чистые металлы) и АФД (сплав). Границы блоков составляют ДУ, границы доменов - сверхструктурные ДУ и АФГ.

Температура эксперимента влияет на характер структурно-энергетических превращений на всех этапах деформации. С увеличением температуры уменьшалась длительность первой стадии деформации и величина предела текучести.

Величина предела текучести и относительной деформации в конце первой стадии возрастает с увеличением скорости деформации.

Обнаружено, что на особенности структурно-энергетических превращений в нановолокнах ГЦК металлов на второй стадии деформации влияет ориентация оси растяжения и форма нановолокна. В случае ориентации оси растяжения в направлении <001> в начале второй стадии деформации на боковой поверхности нановолокон образуются линии скольжения, расположенные под углом 35-45° к оси растяжения. При ориентации оси растяжения в направлении <110> субструктурные блоки (чистые металлы) и антифазные домены (сплавы) образуются поворотом участков нановолокна, при ориентации оси растяжения в направлении <111> наблюдается повторяющееся восстановление кристаллической структуры нановолокна (исчезновение ДУ).

Сравнительный анализ показал, что структурно-энергетические превращения на второй стадии деформации, имеющие место при одноосном растяжении нановолокон Ni3Al, Ni и А1 обусловлены свойствами материала.

При температурах 10 и 300 К в результате структурно-энергетических превращений в процессе деформации нановолокон <001> А1 и <001> Ni образуются структурные дефекты - дефекты упаковки и двойники, в нановолокнах <001> Ni3Al образуются сверхструктурные дефекты в виде АФД и АФГ, которые сохраняются после разрушения. При температуре 300 К в начале второй стадии деформации на поверхности нановолокна <001> А1 наблюдается полоса из нескольких параллельных линий скольжения, в остальных случаях при температурах 10 и 300 К на поверхности нановолокон <001> Ni, <001> А1 и <001> Ni3Al образуются единичные линии скольжения.

При температуре 1300 К в нановолокнах <001> Ni и Ni3Al образуются «ступеньки» двойников в результате перестройки атомов, изначально располагавшихся в плоскостях типа {110}, параллельных оси растяжения. С увеличением деформации количество двойников увеличивается. В нановолокнах <001> А1 при температуре 780 К из-за большой подвижности атомов нановолокна, атомы смещаются блоками геометрически неправильной формы, направления смещений атомов обусловлены действием деформирующей нагрузки.

При температурах 10 и 300 К в нановолокнах <110> Ni и <110> А1 путем поворота участков образуются и увеличиваются в размерах субструктурные блоки, в нановолокнах <110> Ni3Al при повороте участков образуются АФД. Граница субструктурного блока <110> А1 при температуре 10 К как правило образована несколькими пересекающимися плоскостями типа {111}, в то время как границы блоков в нановолокне <110> Ni и АФД в нановолокне <110> Ni3Al чаще всего параллельны друг другу и образованы строго одной плоскостью типа {111}.

Максимальная длительность периодов, во время которых структура нановолокна не претерпевает изменений после рекристаллизации (исчезновения ДУ) при температурах 10 и 300 К, в нановолокнах <111> А1 в 2,0-2,5 больше, чем в нановолокнах <111> Ni и <111> Ni3Al. Значение пределов текучести для нановолокон Ni и Ni3Al в 1,9-3,0 раза больше соответствующих значений для нановолокон А1, что согласуется с соотношением объемных модулей упругости для данных материалов. Значения вычисленных пределов текучести совпали с данными, полученными в рамках других моделей.

Структурно-энергетические превращения на третьей стадии происходят только в области шейки, образовавшейся в конце второй стадии деформации. В процессе структурно-энергетических превращений во время течения новые ДУ не образуются, направления смещений атомов в области шейки обусловлены действием деформирующей нагрузки. Запасенная энергия деформации в этот период изменяются незначительно.

В зависимости от ориентации оси растяжения нановолокон Ni3Al меняется скорость разрушения ближнего порядка расположения атомов на первой координационной сфере. При ориентации оси растяжения в направлении <001> ближний порядок разрушается менее всего, а при растяжении в направлении <110> происходит наибольшее нарушение ближнего порядка.

1. Поздняков В.А. Физическое материаловедение наноструктурных материалов. - М.: МГИУ, 2007. - 424 с.

2. Gleiter Н. Deformation of polycrystals // Proc. 2-nd RISO Inter. Sympos. Metallurgy and Materials Science. Ed. Hansen N. et al. Denmark, Roskilde: RISO Nat. Lab, 1981.-P. 15.

3. Gleiter H. Nanostructured materials: basic concepts and microstructure // Acta mater. 2000. - V. 48. - P. 1-29.

4. Рыжонков Д.И., Левина B.B., Дзидзигури Э.Л. Наноматериалы. М.: Бином. Лаборатория знаний, 2008. - 365 с.

5. Борисенко В.Е., Воробьева А.И., Уткина Е.А. Наноэлектроника. М.: Бином. Лаборатория знаний, 2008. - 223 с.

6. Минько Н.И., Строкова В.В., Жерновский И.В., Нарцев В.М. Методы получения и свойства нанообъектов. М.: Флинта, 2009. - 168 с.

7. Гречихин Л.И. Наночастицы и нанотехнологии. Минск: Право и экономика, 2008. - 74 с.

8. Шукейло Ю.А., Кормилицын О.П. Механика материалов и структур нано- и микротехники. С.-Пб.: Academia, 2008. - 224 с.

9. Сергеев Г.Б. Нанохимия. М.: Книжный дом Университет (КДУ), 2009. -336 с.

10. Инденбом В.Л., Орлов А.Н. Проблема разрушения в физике прочности // Проблемы прочности. 1970. - № 12. - С. 3-22.

11. Инденбом В.Л. О критериях разрушения в дислокационных теориях прочности// ФТТ. 1961. - Т. 3, № 11. - С. 2071-2080.

12. Пинчук А.И., Шаврей С.Д. Магнитопластический эффект в случае двойникования кристаллов висмута под воздействием сосредоточенной нагрузки // ФТТ. 2001. - Т. 43, № 1. - С. 39-41.

13. Классен-Неклюдова М.В. Механические двойникование кристаллов. М.: Изд-во АН СССР, 1960. - 262 с.

14. Мышляев М.М., Шпейзман В.В., Камалов М.М. Стадийность деформации микрокристаллического алюминий-литиевого сплава в условиях сверхпластичности // ФТТ. 2001. - Т. 43, № 11. - С. 2015-2020.

15. Панин А.В., Сон А.А., Иванов Ю.Ф., Копылов В.И. Особенности локализации и стадийности пластической деформации субмикрокристаллического армко-железа с полосовой фрагментированной субструктурой// Физическая мезомеханика. 2004. - Т. 7, № 3. - С. 13-16.

16. Воронов В.К., Подоплелов А.В. Современная физика. Конденсированное состояние. М.: ЛКИ, 2008. - 336 с.

17. Садовский М.В. Диаграмматика. Лекции по избранным задачам теории конденсированного состояния. Москва-Ижевск: РХД, 2004. - 336 с.

18. Оуэне Ф., Пул-мл. Ч. Нанотехнологии. М.: Техносфера, 2009. - 336 с.

19. Попов В.В., Саркисов П.Д., Шабанова Н.А. Химия и технология нанодисперсных оксидов. Екатеринбург: Академкнига, 2007. - 309 с.

20. Мальцев П.П. Нанотехнологии. Наноматериалы. Наносистемная техника. Мировые достижения 2008 год. - М.: Техносфера, 2008. - 432 с.

21. Третьяков Ю.Д. Нанотехнологии. Азбука для всех. М.: Физматлит, 2008. -368 с.

22. Раков Э.Г. Нанотрубки и фуллерены. М.: Физматкнига; Логос, 2006. - 374 с.

23. Гусев А.И. Нанокристаллические материалы: методы получения и свойства. Екатеринбург: УрО РАН, 1998. - 200 с.

24. Колобов Ю.Р., Кашин О.А., Дударев Е.Ф., Валиев Р.З., Столяров В.В., Сагымбаев Е.Е. Высокопрочный наноструктурный титан для медицинских имплантатов // Перспективные материалы. 2001. - №6. - С. 55-59.

25. Kovtyukhova N.I., Mallouk Т.Е. Nanowires as building blocks for self-assembling logic and memory circuits // Chem. Eur. J. 2002 - V. 8, № 19. -P. 4354-4363.

26. Hartgerink J.D., Beniash Е., Stupp S.I. Self-assembly and mineralization of peptide-amphiphile nanofibers//Science. 2001. - V. 294, № 5547. - P. 1684 - 1688.

27. Lieber С. M. Technical feature nanoscale science and technology: building a big future from small things // MRS Bulletin. - 2003. - V. 28. - P. 486-491.

28. Раков Э.Г. Пиролитический синтез углеродных нанотрубок и нановолокон // Российский химический журнал. 2004. - Т. 48, № 5. - С. 12-20.

29. Ивлев В.М., Омороков Д.Б., Хабарова О.С., Шведова Е.В. Кинетика формирования нанопроволоки в процессе вакуумной конденсации металлов на поверхность кристалла // ФТТ. 2009. - Т. 51, № 11. - С. 2233-2236.

30. Котляр В.Г., Саранин А.А., Зотов А.В., Лифшиц В.Г., Куянов И.А., Чукуров Е.И., Касьянова Т.В. Низкоразмерные структуры металлов на поверхности кремния // Вестн. ДВО РАН. 2005. -№. 1 - С. 103-115.

31. Жачук Р.А., Тийс С.А., Ольшанский Б.З. Формирование наноточек и нанопроволок серебра на поверхности Si (557) // Письма в ЖЭТФ. 2004.- Т. 79, № 8. - С. 467-470.

32. Алешин А.Н. Квазиодномерный транспорт в проводящих полимерных нанопроводах (Обзор)// ФТТ. 2007. - Т. 46, № 11. - С. 1921-1940.

33. Quintero F., Mann А.В., Рои J., Lusquinos F., Riveiro A. Rapid production of ultralong amorphous ceramic nanofibers by laser spinning // Appl. Phys. Lett. -2007.-V. 90.-P. 153109.

34. Quintero F., Рои J., Lusquinosa F., Riveiro A. Experimental analysis of the production of micro- and nanofibres by laser spinning // Applied Surface Science. -2007. V. 254, № 4. - P. 1042-1047.

35. Dunford R., Cai L., Horikoshi S., Hidaka H., Knowland J. Chemical oxidation and DNA damage catalysed by inorganic sunscreen ingredients // FEBS Lett.- 1997. -V. 418. P. 87-90.

36. Pan Y., Neuss S., Leifert A., Fischler M., Wen F., Simon U., Schnid G., Brandau W., Jahnen-Dechent W. Size-dependent cytotoxicity of gold nanoparticles // Journal Small. -2007. V. 3., №11 - P. 1941-1949.

37. Chithrani B.D., Chan W.C.W. Elucidating the mechanism of cellular uptake and removal of protein-coated gold nanoparticles of different sizes and shapes // Nano Letters. 2007. - V. 7, №6. - P. 1542-1550.

38. Wagner A.J., Bleckmann C.A., Murdock R.C., Schrand A.M., Schlager J.J., Hussain S.M. Cellular interaction of different forms of aluminum nanoparticles in rat alveolar macrophages // J. Phys. Chem. B. 2007. - V. 111, №25. - P. 7353-7359.

39. Donaldson K., Tran C.L. An introduction to the short-term toxicology of respirable industrial fibres // Mutat. Res.- 2004. V. 553. - P. 5-9.

40. Андреев Г.Б., Минашкин B.M., Невский И.А., Путилов А.В. Материалы, производимые по нанотехнологиям: потенциальный риск при получении и использовании // Журнал Российского химического общества им. Д.И. Менделеева. 2008. - Т. LII, №5. - С. 32-38.

41. Wang В., Fei G. Т., Zhou Y., Wu В., Zhu X., Zhang L. Controlled growth and phase transition of silver nanowires with dense lengthwise twins and stacking faults // Crystal Growth & Design. 2008. - V. 8, № 8. - P. 3073-3076.

42. Moore N.W., Luo J., Huang J.Y., Mao S.X., Houston J.E. Superplastic nanowires pulled from the surface of common salt // Nano letters. 2009. - V. 9, № 6. -P. 2295-2299.

43. Kiener D., Grosinger W., Dehm G., Pippan R. A further step towards an understanding of size-dependent crystal plasticity: In situ tension experiments of miniaturized single-crystal copper samples // Acta Mater. 2008. - V. 56. -P. 580-592.

44. Yang R., Ding Y., Wang Z.L. Deformation-free single-crystal nanohelixes of polar nanowires // Nano Letters. 2004. - V. 4, № 7. - P. 1309-1312.

45. Xu H.P., Mao Y., Wang J., Xie B.Y., Jin J.K., Sun J.Z., Yuan W.Z., Qin A., Wang M., Tang B.Z. Thermally induced transfiguration of polymer nanowires under irradiation of electron beams // J. Phys. Chem. 2009. - V. 113. - P. 14623-14627.

46. Marszalek P.E., Greenleaf WJ, Li H., Oberhauser A.E., Fernandez J.H. Atomic force microscopy captures quantized plastic deformation in gold nanowires // PNAS. 2000. - V. 97, № 12. - P. 6282-6286.

47. Бранд Дж., Эглинтон Г. Применение спектроскопии в органической химии. М.: Мир, 1967. - 280 с.

48. Бабушкин А. А. и др. Методы спектрального анализа. М.: Изд-во МГУ, 1962. - 509 с.

49. Накамото К. Инфракрасные спектры неорганических и координационных соединений. М.: Изд-во МГУ, 1966. - 412 с.

50. Shtansky D.V., Kaneko К., Ikuhara Y., Levashov E.A. Characterization of nanostructured multiphase Ti-Al-B-N thin films with extremely small grain size // Surface and Coatings Technology. 2001. - V. 148. - P. 206 - 215.

51. Heyraud J.J., Metois J.J., Bermond J.M. The roughening transition of the Si{ 113} and Si{ 110} surfaces an in situ, real time observation // Surface Science. - 1999. -V. 425. - P. 48 - 56.

52. Tanaka M., Takeguchi M., Furuya K. In situ observation of indium nanoparticles deposited on Si thin films by ultrahigh vacuum field emission transmission electron microscope // Surface Scicnce. 1999. - V. 433^135. - P. 491-495.

53. Terrones M., Terrones H., Banhart F., Charlier J.-C., Ajayan P.M. Coalescence of single-walled carbon nanotubes // Science. 2000. - V. 288, №5469. - P. 1226-1229.

54. Banhart F., Charlier J.C., Ajayan P.M. Dynamic behavior of nickel atoms in graphitic networks // Phys. Rev. Lett. 2000. - V. 84. - P. 686 - 689.

55. Носкова Н.И., Волкова Е.Г. Исследование деформации "in situ" нанокристаллического сплава Fe73.5Cu1Nb3Sii3.5B9 // ФММ. 2001. - Т. 92, № 4. -С. 107-111.

56. Sleytr U.B., Messner P., Pum D., Sara M. Crystalline bacterial cell surface layers (s layers): from supramolecular cell structure to biomimetics and nanotechnology // Angewandte Chemie International Edition. 1999. - V.38, P. 1034 - 1054.

57. Миронов В. JI. Основы сканирующей зондовой микроскопии. М.: Техносфера, 2004. 143 с.

58. Плюто И.В. Рентгеновская фотоэлектронная спектроскопия дисперсных гетерогенных систем: Диссертация на соискание ученой степени д.ф.-м.н. -Киев, 2002. 285 с.

59. Огородников В.В. Компьютерные модели в материаловедении // Труды конференции «Краевые задачи и математическое моделирование». -Новокузнецк, 2008. Т. 2. - С. 82-90.

60. Sob М., Friak М., Vitek V. Theoretical strength and onset of yielding in nanoindentation // Nanotech. 2002. - V. 2. - P. 279-282.

61. Алексеев А.А., Куянов И.А., Зотов А.В. Компьютерное моделирование из первых принципов адсорбции монослоя Fe на Si(lll) // ЖТФ. 2009. - Т. 79, № И.-С. 1-5.

62. Не С., Zhang P., Zhu Y.F., Jiang Q. Structures and quantum conduction of copper nanowires under electric fields using first principles // J. Phys. Chem. 2008. -V. 112.-P. 9045-9049.

63. Mitrushchenkov A., Linguerri R., Chambaud G. Piezoelectric properties of A1N, ZnO, and HgxZni.xO nanowires by first-principles calculations // The Journal of Phys. Lett. 2009. - V. 113. - P. 6883-6886.

64. Taninori S., Shimamuro S. Monte Carlo simulation study of mechanical properties of Au nanowires // MSM. 2000. - P. 110-113.

65. Geisberger A., Jungen A., Sarkar N., Ellis M., Skidmore G. Modeling electrothermal plastic deformation self-assembly // Nanotech. 2003. - V. 1. -P. 482-485.

66. Rudd R.E., McElfresh M., Baesu E., Balthorn R., Allen M.J., Belak J. Modeling of the deformation of living cells induced by atomic force microscopy // Nanotech. -2002. V. 2. - P. 73-76.

67. Park H.S. Stress-induced martensitic phase transition in intermetallic nickel aluminum nanowires // Nano letters. 2006. - V. 6, № 5. - P. 958-962.

68. Liang W., Zhou M. Size and strain rate effects in tensile deformation of Cu nanowires // Nanotech. 2003. - V. 2. - P. 452-455.

69. Park H.S., Cai W., Espinosa H.D., Huang H. Mechanics of crystalline nanowires // MRS Bulletin. 2009. - V. 34. - P. 178-183.

70. Ji C., Park H.S. The couplcd effects of geometry and surface orientation on the mechanical properties of metal nanowires // Nanotechnology. 2007. - V. 18. -P. 305704 (8).

71. Ji C., Park H.S. Characterizing the elasticity of hollow metal nanowires // Nanotechnology. 2007. - V. 18. - P. 115707 (8).

72. Ji С., Park H.S. The effect of defects on the mechanical behavior of silver shape memory nanowires // Journal of Computational and Theoretical Nanoscience. 2007. - V. 4,№3. -P 1-10.

73. Ji C., Park H.S. Geometric effects on the inelastic deformation of metal nanowires // Appl. Phys. Lett. 2006. - V. 89. - P. 181916.

74. Park H.S., Gall K., Zimmerman J. A. Deformation of FCC nanowires by twinning and slip // Journal of the Mechanics and Physics of Solids. 2006. - V. 54. -P. 1862-1881.

75. Park H.S., Ji C. On the thermomechanical deformation of silver shape memory nanowires // Acta Mater. 2006. - V. 54. - P. 2645-2654.

76. Park H.S., Laohom V. Surface composition effects on martensitic phase transformation in nickel aluminum nanowires // Philosophical Magazine. 2007. -V. 87.-P. 2159-2168.

77. Park H.S., Zimmerman J.A. Stable nanobrige formation in <110> gold nanowires under tensile deformation // Scripta Materialia. 2006. - V. 54. - P. 1127-1132.

78. Park H.S., Gall K., Zimmerman J.A. Shape memory and pseudoelasticity in metal nanowires // Phys. Rev. Lett. 2005. - V. 95. - P. 255504 (4).

79. Park H.S., Zimmerman J.A. Modeling inelasticity and failure in gold nanowires // Phys. Rev. B. 2005. - V. 72. - P. 054106 (9).

80. Pokropivny A.V., Lohmus A., Lohmus R., Erts D., Pokropivny V.V., Olin H. In situ transformations of gold contacts studied by molecular dynamics simulations // Nanotech. 2004. - V. 3. - P. 173-175.

81. Kum O. Orientation effects of elastic-plastic deformation at surfaces: nanoindentation of nickel single crystals // Nanotech. 2004. - V. 3. - P. 111-114.

82. Kim S.Y., Park H.S. Utilizing mechanical strain to mitigate the intrinsic loss mechanisms in oscillating metal nanowires // Phys. Rev. Lett. 2008. - V. 101.-P. 215502 (4).

83. Umeno Y., Kitamura T. Ab initio simulation on mechanical and electronic properties of nanostructures under deformation // Nanotech. 2004. - V. 2. - P. 41-44.

84. Yamakov V., Wolf D., Philpot S.R., Gleiter H. Dislocation processes and deformation twinning in nanocrystalline A1 // Nanotech. 2002. - V. 2. - P. 283-286.

85. Pu Q., Leng Y., Tsetsseris L., Park H.S., Pantelides S.T., Commings P.T. Molecular dynamics simulations of stretched gold nanowires: the relative utility of different semiemperical potentials // J. Chem. Phys. 2007. - V. 126. - P. 144707(6).

86. Svizhenko A., Maiti A., Anantram M.P. Effect of structural deformation and tube chirality on electronic conductance of carbon nanotubes // Nanotech. 2002. - V. 2. -P. 314-317.

87. Вервейко Н.Д., Воронков A.A., Быкова М.И. Влияние однородной микроструктуры материала на его деформирование и течение // Вестник Воронежского государственного университета, Серия: Физика. Математика.2005. №2.-С. 111-118.

88. Ye Н., Lu P., Yu Z., Song Y., Wang D., Wang S. Critical thickness and radius for axial heterostructure nanowires using finite-element method // Nano Letters. 2009. -V. 9, №5.-P. 1921-1925.

89. Смолин И.Ю. Моделирование деформации и разрушения материалов с явным учетом их структуры. Автореферат диссертации на соискание ученой степени д. ф.-м. н. Томск, 2008. - 32 с.

90. Миклашевич И. А. Микромеханика разрушения в обобщенных пространствах. Минск: Логвинов, 2003. - 208 с.

91. Балохонов P.P. Иерархическое моделирование деформации и разрушения материалов композиционной структуры. Автореферат на соискание ученой степени д. ф.-м. н. Томск, 2008. - 31 с.

92. Koh S.J.A., Lee Н.Р. Molecular dynamics simulation of size and strain rate dependent mechanical response of FCC metallic nanowires // Nanotechnology.2006. V. 17. - P. 3451-3467.

93. Li H., Sun F.W., Li Y.F., Liu X.F., Liew K.M. Theoretical studies of the stretching behavior of carbon nanowires and their superplasticily // Scripla Materialia. 2008. - V. 59. - P. 479-482.

94. Аннин Б.Д., Коробейников С.Н., Бабичев А.В. Компьютерное моделирование выпучивания нанотрубки при кручении // Сибирский журнал индустриальной математики. 2008. - Т. 11, № 1. С. 3-22.

95. Зольников К.П. Нелинейный отклик материалов на макромасштабном уровне при высокоэнергетических воздействиях. Автореферат диссертации на соискание ученой степени д. ф.-м. н. Томск, 2002. - 35 с.

96. Зольников К.П., Уваров Т.Ю., Псахье С.Г. Об анизотропии процессов пластической деформации и разрушения при динамическом нагружении // Письма ЖТФ. 2001. - Т. 27. - С. 1-7.

97. Starostenkov M.D., Ovcharov А.А. Crystal argon stability under stretching stress // Computational materials science. 1999. - V. 14. - P. 215-219.

98. Ovcharov A.A., Starostenkov M.D., Masalov V.I., Starostenkov D.M. Simulation of atomic structure evolution solid argon under impulsive loading // Transactions of the Materials Research Society of Japan. Tokyo. - 1996. - V. 20. -P. 835-838.

99. Торги Н.Ю. Компьютерное моделирование разрушения твердого аргона: Автореферат диссертации на соискание ученой степени к. ф.-м. н. Барнаул, 2000. - 21 с.

100. Diao J., Gall К., Dunn M.L., Zimmerman J.A. Atomistic simulations of the yielding of gold nanowires // Acta Mater. 2006. - V. 54. - P. 643-653.

101. Liang W., Zhou M. Atomistic simulations reveal shape memory of FCC metal nanowires// Phys. Rev. B. 2006. - V. 73. - P. 115409 (11).

102. Куксин А.Ю., Стегайлов B.B., Янилкин А.В. Атомистическое моделирование пластичности и разрушения нанокристаллической меди при высокоскоростном растяжении // ФТТ. 2008. - Т. 50, № И. - С. 1984-1990.

103. Лобастов А.И., Шудегов В.Е., Чудинов В.Г. Изучение атомной структуры ОЦК и ГЦК кристаллов при мгновенной пластической деформации // ЖТФ. -1997. Т. 67, № 12. - С. 100-102.

104. Ракитин Р.Ю. Исследование механизмов диффузии по границам зерен в ГЦК металлах. Автореферат диссертации на соискание ученой степени к.ф.-м. н. Барнаул, 2006. - 23 с.

105. 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 д. ф.-м. н. -Барнаул, 2008. 38 с.

106. Jelinck P., Perez R., Ortega J., Flores F. First-principles simulations of the stretching and final breaking of A1 nanowires: mechanical properties and electronical conductance // Phys. Rev. B. 2003. - V. 68. - P. 085403 (6).

107. Wipperman S., Koch N., Schmidt W.G. Adatom-induced conductance modification of In nanowires: potential-well scattering and structural effects // Phys. Rev. Lett. 2008. - V. 100. - P. 106802 (4).

108. Крыжевич Д.С. Исследование зарождения пластической деформации в ГЦК материалах на атомном уровне. Автореферат диссертации на соискание ученой степени к.ф.-м.н. Томск, 2009. - 17 с.

109. Zhou G., Gao К., Wang Y. et al. Atomic simulation of microcrack healing in aluminium// Modelling Simul. Mater. Sci. Eng. 2000. - V. 8. - P. 603-609.

110. Ladd A.J.C., Woodcock L.V. Interfacial and co-existence properties of the Lennard-Jones system at the triple point // Mol. Phys. 1978. - V. 36, №2. -P. 611-619.

111. Лагунов B.A., Синани А.Б. Компьютерное моделирование деформирования и разрушения кристаллов // ФТТ. 2001. - Т. 43, № 4. - С. 644-650.

112. Ercolessi F., Parinello M., Tosatti E. Simulation of gold in the glue model // Phil. Mag. A 1988. - V. 58. - P. 213-218.

113. Старостенков М.Д., Денисова Н.Ф., Полетаев Г.М., Холодова Н.Б., Попова Г.В. Компьютерный эксперимент: его место, методы, проблемы, некоторые достижения в физике твердого тела // Вестник карагандинского университета. -2005. №4.-С. 101-113.

114. 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.

115. Горлов Н.В. Моделирование на ЭВМ плоских дефектов в упорядоченных сплавах типа А3В и А3В(С). Диссертация на соискание ученой степени к. ф.-м. н. Томск, 1987. - 214 с.

116. Головнев И.Ф., Головнева Е.И., Фомин В.М. Исследование влияния границы раздела в гетероструктуре на механические свойства // Физическая мезомеханика. 2009. - Т. 12, №4. - С. 43-46.

117. Adelman S.A., Doll J.D. Generalized Langevin equation approach for atom-solid-surface scattering general formulation for classical scattering off harmonic solids // J. Chem. Phys. - 1976. - V. 64, № 6. - P. 2375-2388.

118. Гафнер Ю.Я. Нанокластеры и нанодефекты некоторых ГЦК металлов: возникновение, структура, свойства. Автореферат диссертации на соискание ученой степени д. ф.-м. н. Барнаул, 2006. - 42 с.

119. Hoover W.G. Canonical dynamics equilibrium phase-space distributions // Phys. Rev. A. - 1985. - V. 31, № 3. - P. 1695-1697.

120. Nose S. A molecular-dynamics method for simulations in the canonical ensemble // Molecular Physics. 1984. - V. 52, № 2. - P. 255-268.

121. Nose S. A unified formulation of the constant temperature molecular-dynamics methods //J. Chem. Phys. 1984. - V. 81, № 1. - P. 511-519.

122. Berendsen H.J.C., et al. Molecular-dynamics with coupling to an external bath // J. Chem. Phys. 1984. - V. 81, № 8, P. 3684-3690.

123. Корнилов B.B., Рабинович A.JI., Балабаев H.K. Моделирование молекулярной динамики монослоев ненасыщенных диацилглицеролипидов // Структура и динамика молекулярных систем. 2003. - № X, Ч. 2. - С. 156-160.

124. Пугина Е.В., Корнич Г.В., Бетц Г. Влияние температуры на распыление поверхностных металлических кластеров // ФТТ. 2007. - Т. 49, № 3. -С. 552-556.

125. Sansoz F., Deng С. Size dependent plastcity in twinned metal nanowires // CD disk, Proceedings of 12th International Conference on Fracture, July 12-17. Ottawa, Ontario, Canada. - 2009. - P. fin01090 (6).

126. Псахье С.Г., Зольников К.П., Крыжевич Д.С., Липницкий А.Г. Молекулярно-динамическое исследование возможности термофлуктуационного механизма генерации структурных дефектов при высокоскоростной деформации // Письма в ЖТФ. 2006. - Т. 32,№ 3. - С. 14-18.

127. Li X., Ни W., Xiao S., Huang W.Q. Molecular dynamics simulation of polycrystalline molybdenum nanowires under uniaxial tensile strain: size effects // Physica E. 2008, V. 40. - P. 3030-3036.

128. Дроздов А.Ю. Моделирование динамики развития нанодефектов в металлах при ионной имплантации и деформации. Автореферат диссертации на соискание ученой степени к.ф.-м.н. Ижевск, 2007. - 24 с.

129. Лобастов А.И. Шудегов В.Е., Чудинов В.Г. Пластическая деформация монокристаллов алюминия в компьютерном эксперименте // ЖТФ. 2000. -Т. 70, №4.-С. 123-127.

130. Товбин Ю.К. Метод молекулярной динамики в физической химии. -М.:Наука, 1996. 334 с.

131. Рябухин А.Г. Линейный коэффициент термического расширения металлов // Известия Челябинского Научного Центра. Секция: Физическая химия и технология неорганических материалов. 1999. - № 3. - С. 15-17.

132. Maeda К., Vitek V., Sutton A.P. Interatomic potentials for atomistic studies of defects in binary alloys // Acta Met. 1982. - V. 30. - P. 2001-2010.

133. Вонсовский C.B., Кацнельсон М.И., Трефилов A.B. Локализованное и делокализованное поведение электронов в металлах // ФММ. 1993. - Т. 76, вып. 4. - С. 3-93.

134. Харрисон У. Электронная структура и свойства твердых тел, в 2-х томах. -М.: Мир, 1983.

135. Абаренков И.В., Антонова И.М., Барьяхтар В.Г., Булатов В.Л., Зароченцев Е.В. Методы вычислительной физики в теории твердого тела. Электронная структура идеальных и дефектных кристаллов. Киев: Наукова Думка, 1991.-456 с.

136. Koizumi Y., Ogata S., Minamino Y., Tsuji N. Energies of conservative and non-conservative antiphase boundaries in Ti3Al : a first principles study // Phil. Mag. -2006. V. 86, № 9. - P. 1243-1259.

137. Lu G.-H., Kohyama M., Yamamoto R. First-principles pseudopotential study of an aluminium grain boundary containing sulphur atoms // Phil. Mag. Lett. 2003. -V. 83, №3.-P. 159- 166.

138. Shang J.-X., Wang C.-Y., Zhao D.-L. First-principles investigation of the effect of alloying elements Ti, V on grain boundary cohesion of FCC Fe // Comput. Mater. Sci. 2001. - V. 22, № 3. - P. 193-199.

139. Persson A. A first-principle calculation of the intrinsic stacking-fault energy in diamond // Phil. Mag. A. 1983. - V. 47, №6. - P. 835 - 839.

140. Hong S., Fu C.L., Yoo M.H. First-princiles calculation of stacking faul and twin boundary energies of Cr2Nb // Phil. Mag. A. 2000. - V. 80, № 4. - P. 871-880.

141. MacLaren J.M., Gonis A., Schadler G. First-principles calculation of stacking-fault energies in substitutional^ disordered alloys // Phys. Rev. B. 1992. - V. 45, №24. - P. 14392 - 14395.

142. Morris J.R., Ye Y., Yoo M.H. First-principles examination of the twin boundary in hep metals // Phil. Mag. 2005. - V. 85, № 2-3. - P. 233-238.

143. Marinopoulos A.G., Nufer S., Elsasser C. Interfacial structures and energetics of basal twins in a-Al203: First-principles density-functional and empirical calculations // Phys. Rev. B. 2001. - V. 63, №16. - P. 165112 (9).

144. Cleri F., Rosato V. Tight-binding potentials for transaction metals and alloys // Phys. Rev. B. 1993. - V. 48, № 1. - P. 22-33.

145. Mishin Y. Atomistic modeling of the у and у'-phases of the Ni-Al system // Acta Mater. 2004. - V. 52. - P. 1451-1467.

146. Goldstein A.S., Jnsson H. An embedded atom method potential for the h.c.p. metal Zr // Phil. Mag. B. 1995. - V. 71, №6. - P. 1041 - 1056.

147. Zhou X.W., Wadley H.N.G., Filhol J.-S., Neurock M.N. Modified charge transfer-embedded atom method potential for metal/metal oxide systems // Phys. Rev. B. 2004. - V. 69, №3. - P. 035402(20).

148. Yuan X., Takahashi K., Yin Y., Onzawa T. Development of modified embedded atom method for a bcc metal: lithium // Model. Simul. Mater. Sci. Eng. 2003. -V. 11, №4. - P. 447-456.

149. Zhuang J., Kojima Т., Zhang W., Liu L., Zhao L., Li Y. Structure of clusters on embedded-atom-method metal fee (111) surfaces // Phys. Rev. B. 2002. - V. 65, №4.- P. 045411 (6).

150. Rafii-Tabar H., Sutton A.P. Long-range Finnis-Sinclair potentials for f.c.c. metallic alloys // Philosophical Magazine Letters. 1991. - V. 63, № 4,- P. 217-224.

151. Finnis M.W., Sinclair J.E. A simple empirical N-body potential for transition metals // Philosophical Magazine A. 1984. - V. 50, № 1. - P. 45-55.

152. Пацева Ю.В. Исследование особенностей самодиффузии в двумерных металлах. Диссертация на соискание ученой степени к. ф.-м. н. Барнаул, 2005. - 136 с.

153. Gilman Y., Allen Р.В. Numerical resistivity calculations for disordered three-dimensional metal models using tight-binding Hamiltonians // Phys. Rev. B. 2004. -V. 70. - P. 224201(3).

154. Bolton К., Borjesson A., Zhu W., Amara H., Bichara C. Density functional theory and tight binding-based dynamical studies of carbon metal systems of relevance to carbon nanotube growth // Nano Res. 2009. - V.2. - P. 774-782.

155. Takahashi Y. A model for dissociative chemisorption of a molecule onto tight-binding metal surfaces // J. Phys. Soc. Jpn. 1977. - V. 43. - P. 1342-1350.

156. Kakehashi Y., Shimabukuro Т., Tamashiro Т., Nakamura T. Dynamical coherent-potential approximation and tight-binding linear muffintin orbital approach to correlated electron system// J. Phys. Soc. Jpn. 2008. - V. 77. - P. 094706 (16).

157. D'agostino G. Copper clusters simulated by a many-body tight-binding potential // Phil. Mag. 1993. - V. 68, № 6. - P. 903-911.

158. Menon M. Tight-binding molecular-dynamics study of transition-metal clusters // Phys. Rev. B. 1994. - V. 50, № 12. - P. 8903-8906.

159. Zhao J., Chen X., Sun Q., Liu F., Wanga G., Lainb K.D. Tight-binding study of the structural and magnetic properties of vanadium clusters // Phys. B. 1995. -V. 215, №4.-P. 377-382.

160. Burke N.R. A tight-binding theory of the interactions between transition metal adatoms adsorbed on a transition metal substrate // Surf. Sci. 1976. - V. 58, № 2. -P. 349-373.

161. Amara H., Roussel J.-M., Bichara C., Gaspard J.-P., Ducastelle F. Tight-binding potential for atomistic simulations of carbon interacting with transition metals: Application to the Ni-C system // Phys. Rev. B. 2009. - V. 79, №1. - P. 014109 (17).

162. Vitek V., Chen S.P. Modeling of grain boundary structures and properties in intermetallic compounds // Scripta Met. 1991. - V. 32, № 6. - P. 1237-1242.

163. Кирсанов B.B., Орлов A.H. Моделирование на ЭВМ атомных конфигураций дефектов в металлах // Успехи физических наук. 1984. - Т. 142, № 2. - С. 219-264.

164. Wolf D. Correlation between the energy and structure of grain boundaries in bcc metals. 1. Symmetrical boundaries on the (110) and (100) planes // Phil. Mag. B. -1989. V. 59, № 6. - P. 667-680.

165. Wolf D. Structure-energy correlation for grain boundaries in fee metals. Symmetrical tilt boundaries // Acta Met. 1990. - V. 38, № 5. - P. 781-790.

166. Агранович B.M., Кирсанов B.B. Проблемы моделирования радиационных повреждений в кристаллах // Успехи физических наук. -1976. Т. 118, № 1. -С. 3-51.

167. Киттель Ч. Введение в физику твердого тела. М.: Наука, 1978. - 792 с.о

168. Волленбергер Г.И. Точечные дефекты // В кн.: Физическое металловедение. т.З. Физико-механические свойства металлов и сплавов / Под. ред. Р. Канна. М.: Мир, 1987. - С. 5-74.

169. Штремель М.А. Прочность сплавов. -41.- Дефекты решетки. М.: Металлургия, 1982. - 280 с.

170. Демьянов Б.Ф. Структурно-энергетические свойства и атомная перестройка границ зерен наклона в металлах и упорядоченных сплавах на основе кубической решетки. Диссертация на соискание ученой степени д. ф.-м. н. Барнаул, 2001. - 346 с.

171. Кустов C.JI. Структурно-энергетические характеристики специальных границ зерен наклона в металлах и упорядоченных сплавах на основе ГЦК-решетки. Диссертация на соискание ученой степени к. ф.-м. н. Барнаул, 1999. - 193 с.

172. Фридель Д. Дислокации. М.: Мир, 1967. - 644 с.

173. Сокольская И.Л. Применение автоэмиссионного микроскопа для изучения поверхностной диффузии и самодиффузии / В кн.: Поверхностная диффузия и растекание. М: Наука, 1969. - С. 108-148.

174. Гегузин Я. Е. Диффузия по реальной кристаллической поверхности / В кн.: Поверхностная диффузия и растекание. М: Наука, 1969. - С. 11-77.

175. Van Swygenhoven Н., Farkas D., Саго A. Grain-boundary structures in polycrystalline metals at the nanoscale // Phys. Rev. B. 2000. - V. 62, № 2. -P. 831-838.

176. Кривоглаз M.A., Смирнов A.A. Теория упорядочивающихся сплавов. М.: Физматгиз, 1958. - 388 с.

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

178. Иверонова В.И., Кацнельсон А.А. Ближний порядок в твердых растворах. -М.: Наука, 1967.-336 с.

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

180. Cowley J. М. An approximate theory of order in alloys // Phys. Rev. 1950. -V. 77, №5. - P. 669-675.

181. Гусев А.И. Превращения порядок-беспорядок и фазовые равновесия в сильно нестехиометрических соединениях // УФН. 2000. - Т. 170, № 1. -С. 3-40.

182. Найш В.Е., Сыромятников В.Н. Изменение трансляционной симметрии при структурных фазовых переходах в кристаллах // Кристаллография. 1976. -Т.21, №6. - С. 1085-1092.

183. Uchic M.D., Dimiduk P.M., Florando J.N., Nix W.D. Sample dimensions influence strength and crystal plasticity // Scicnce. 2004. - V. 305, № 5686. -P. 986 - 989.

184. Старостенков М.Д., Стрельцов B.A., Баранов M.A., Леонтьева А.В., Прохоров А.Ю. О расчете энергии дефекта упаковки в кристаллах // Физика и техника высоких давлений. 1987. - № 25. - С. 96 - 100.

185. Ринкевич А.Б., Степанова Н.Н., Бурханов A.M. Акустические свойства монокристаллов №зА1, легированных кобальтом и ниобием // ФММ. 2006. -Т. 102, №6.-С. 678-682.

186. Ринкевич А.Б., Степанова Н.Н., Родионов Д.П. Скорости упругих волн и модули упругости жаропрочных сплавов на никелевой основе и сплава 60Н21 // ФММ. 2008. - Т. 105, №5. - С. 509-516.

187. Балохонов P.P. и др. Поверхностные слои и внутренние границы раздела в гетерогенных материалах/ Под ред. Панина В.Е. Новосибирск: Изд-во СО РАН, 2006. - 520 с.