Компьютерное моделирование деформации и разрушения нановолокон интерметаллида сверхструктуры L12(M)NI3AL тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

Синица Никита Викторович

КОМПЬЮТЕРНОЕ МОДЕЛИРОВАНИЕ ДЕФОРМАЦИИ И РАЗРУШЕНИЯ НАНОВОЛОКОН ИНТЕРМЕТАЛЛИДА СВЕРХСТРУКТУРЫ Ы2 (М) МзАЬ

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Специальность 01.04.07 - физика конденсированного состояния

Барнаул-2010

4855998

Работа выполнена в ГОУ ВПО

«Алтайский государственный технический университет им. И.И. Ползунова»

Научный руководитель: заслуженный деятель науки РФ,

доктор физико-математических наук, профессор, Старостенков Михаил Дмитриевич

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук,

профессор, Безносюк Сергей Александрович

доктор физико-математических наук, профессор, Старенченко Владимир Александрович

Ведущая организация: Учреждение Российской академии наук

Институт проблем сверхпластичности металлов РАН

Защита состоится « 23 » ноября 2010 г. в 12-00 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 « 22 » октября 2010 г.

Ученый секретарь диссертационного совета, кандидат физико-математических наук

Романенко В.В.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Среди групп нанообъектов в последние пять лет особое внимание уделяется металлическим нановолокнам или нанопроволокам [1-2]. Нановолокнами называют материалы, имеющие в поперечном сечении размер не более 100 нм и протяженные по длине.

В настоящее время наибольший интерес вызывают нановолокна с периодическими структурными неоднородностями наномасштаба. Это полупроводниковые системы и системы, которые включают в себя наноструктурированные металлы и сплавы [1].

Актуальным объектом исследования являются длиннопериодические металлические сплавы (ДПС) или нановолокна, содержащие длиннопериодическую структуру (ДС) [3-7]. Особый интерес с точки зрения выбора объекта исследования представляют те Металлы и сплавы, у которых длинный период имеет наноразмер. От обычных упорядоченных систем с простой сверхструктурой они отличаются тем, что в сплавах этого класса упорядоченное расположение атомов периодически нарушается антифазными границами (АФГ). Учитывая, что механизмы структурно-энергетических превращений при различных режимах нагрузки, в частности одноосной деформации, позволяют объяснить аномальные прочностные свойства ДПС, ставится задача изучения механизмов структурно-энергетических превращений, происходящих в процессе высокоскоростной деформации одноосного растяжения нановолокон интерметаллида №3А1.

Объекты для исследования в настоящей работе - это нановолокна интерметаллида №3А1 на основе ГЦК решетки, содержащие ДС [8]. Под нановолокном, содержащим ДС, понимают протяженный монокристалл, в кристаллической решётке которого периодически внедрены АФГ в направлении деформации.

В последние пять лет в литературе отмечается рост публикаций с привлечением численных методов, посвященных изучению атомных перестроек в процессе высокоскоростной деформации (со скоростями 108-Ю10 с"') нановолокон на основе чистых металлов (Аи, Ag, №, А1 и др.) и сплавов. Однако малоисследованными остаются свойства нановолокон интерметаллидов, содержащих ДС, в частности №3А1. Интерметаллид №3А1 обладает положительной температурной зависимостью предела текучести. При деформации в таком сплаве может происходить сочетание структурных и сверхструктурных изменений, обуславливающих различные эффекты.

Таким образом, представленное исследование, с привлечением метода молекулярной динамики, структурно-энергетических превращений в нановолокнах ГЦК интерметаллида №3А1, содержащих ДС, в процессе высокоскоростной деформации одноосного растяжения является актуальным.

Цель работы заключается в исследовании методами компьютерного моделирования на атомном уровне процессов структурно-энергетических

превращений в нановолокнах с внедренными длиннопериодическими пленарными дефектами, такими как АФГ сдвигового (САФГ) и термического (ТАФГ) типов, подвергнутых высокоскоростной динамической деформации одноосного растяжения.

Научная новизна диссертационной работы заключается в том, что методом молекулярной динамики на атомном уровне изучены процессы структурно-энергетических превращений, происходящие в нановолокнах Ni3Al с внедренными длиннопериодическими планарными дефектами, такими как САФГ и ТАФГ, в процессе высокоскоростной деформации одноосного растяжения при различных температурах.

Исследованы механизмы, реализующие структурно-энергетические превращения, характерные для каждой стадии деформации. Произведена оценка влияния формы, размера, наличия одиночных и комплекса АФГ, внедренных в нановолокно, на механизмы атомных перестроек во время деформации. Получено, что общим для всех типов нановолокон при исследуемых температурах является присутствие четырех стадий деформации: упругая, пластическая, течения и разрушения. На каждой стадии реализуются характерные для нее структурные перестройки.

Внедрение одиночных АФГ в нановолокно оказывает влияние на механизмы структурно-энергетических превращений, происходящих в нановолокне во время деформации. Выявлены особенности действия внедренных САФГ и ТАФГ на области сдвига частей нановолокна и области зарождения очага деформации. Установлено, что наличие одиночных планарных дефектов в нановолокне влияет на местоположение шейки и характер разрушения. Показано, что при внедрении комплекса планарных дефектов изменяются механизмы и временные интервалы стадий одноосной деформации. Обнаружено, что при внедрении длиннопериодических АФГ в направлении <001> и <111> происходит скольжение участков нановолокна преимущественно по плоскостям {111} с «пробиванием» АФГ. В направлении <011> АФД образуются поворотом участков нановолокна. При увеличении периода антифазности АФГ в направлениях <001> и <011> область зарождения деформации находится между двумя ближайшими внедренными АФГ. С увеличением периода антифазности происходит увеличение длительности стадии пластической деформации.

Научная и практическая ценность работы состоит в том, что полученные результаты могут быть непосредственно использованы для развития теории пластической деформации нановолокон, содержащих ДС. Обнаруженные результаты могут найти практическое применение при использовании материалов со сверхструктурой L12(M) в качестве наполнителей в нанотрубках или в качестве составных частей в более сложных композитных наноматериалах. Полученная с помощью компьютерного моделирования атомная структура нановолокон Ni3Al, содержащих ДС, и варианты ее перестроек могут применяться для анализа электронно-микроскопических изображений высокого разрешения;

графические изображения дефектов, возникающих в нановолокнах, могут быть использованы в качестве демонстрационного материала для студентов и аспирантов материаловедческих специальностей. На их базе возможно создание работ для лабораторного практикума.

На защиту выносятся следующие положения:

1. Развитие и особенности структурно-энергетических превращений, происходящих во время высокоскоростной одноосной деформации растяжения в нановолокне Ni3Al со сверхструктурой Ll2(M), зависят от формы, ориентации и размера исследуемого нановолокна.

2. Влияние внедренных одиночных АФГ на механизмы структурно-энергетических превращений, происходящих в нановолокне во время деформации, зависит от их типа.

3. Наличие планарных дефектов в нановолокне влияет на местоположение шейки и характер разрушения.

4. Внедрение комплекса планарных дефектов оказывает влияние на механизмы и временные интервалы одноосной деформации. С увеличением периода антифазности происходит увеличение длительности стадии пластической деформации.

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, 2010), 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 37 статьях в российских и зарубежных изданиях. Число публикаций в журналах, рекомендованных ВАК Минобрнауки РФ, составляет - 4. Синица Н.В. является соавтором зарегистрированного программного продукта, на котором выполнялись расчеты.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, четырех глав, заключения и списка литературы из 200 наименований. Работа изложена на 196 страницах машинописного текста, содержит 12 таблиц и 87 рисунков.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

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

Первая глава диссертации посвящена литературному обзору современных отечественных и зарубежных представлений о структуре и деформации нановолокон с внедренными длиннопериодическими дефектами.

В первой части главы описаны современные виды наноматериалов и нановолокон, применяемых в промышленности, способы их лабораторного и промышленного производства. Дан обзор известных методов компьютерного моделирования, используемых при изучении свойств наноматериалов. Перечислены потенциалы межатомного взаимодействия, применяемые в методе молекулярной динамики. Во второй части главы представлено описание широкого вида дефектов, возникающих во время деформации нановолокон, в том числе САФГ и ТАФГ. В третьей части главы вводится понятие длиннопериодической структуры и сверхструктуры, приводится их

определение и классификация. В конце первой главы сформулированы основные задачи диссертационной работы.

Вторая глава посвящена описанию математической модели компьютерного эксперимента по моделированию структурно-энергетических превращений в процессе высокоскоростного растяжения нановолокон с внедренными планарными дефектами с различным периодом антифазности (рис.1). Произведен выбор эффективного размера расчетного блока, скорости деформации, методики термостатирования, методики линейного масштабирования, модели термического расширения нановолокна. Подробно представлены используемые визуализаторы атомной структуры и топологии атомов ближайших соседей. Размеры нановолокон в работе составляют от 9270 до 13050 атомов. Плоскости боковых граней выбираются с наиболее плотной упаковкой, так как данное расположение атомов является энергетически выгодным, а, следовательно, наиболее устойчивым.

В работе используются следующие обозначения видов нановолокон: вначале указывается материал, далее - тип внедренной АФГ и ось растяжения, например, «нановолокно №3А1 с внедренной САФГ 1/2<110>{111}».

При моделировании деформации в исследуемых нановолокнах производилось периодически повторяющееся поступательное смещение атомов, составляющих жесткие захваты, вдоль оси растяжения нановолокна в противоположных направлениях друг от друга. Дополнительно было смоделировано линейное масштабирование - смещение всех атомов модельного блока вдоль оси растяжения (<001>, <011> и <111>) обратно пропорционально удаленности от жестких захватов. Жесткие захваты смещались на 0,001 нм через каждые 0,1 пс.

ХШВЙЙ

ШЙУ

Рис. 1. Нановолокна №3А1, содержащие ДС, с ориентациями осей растяжения в направлениях <001> (а), <110> (б) и <111>(в)

При моделировании смещения захватов было учтено отношение Пуассона для упругого тела. Модель захватов моделировалась таким образом, что на стадии упругой деформации захваты сжимались в направлении, перпендикулярном оси растяжения (поперечном), с условием, что общий объем захватов не изменяется. 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 [9-13]. Температура в компьютерном эксперименте устанавливалась равной 10, 300 и 1100 К. В начале компьютерного эксперимента температура задавалась через скорости атомов, модули которых вычислялись по формуле (1):

где кь - постоянная Больцмана, Т0 - заданная температура, от, - масса атома /'.

При деформации нановолокна производилось термостатирование с временем реакции термостата 1Г=0,1 пс согласно алгоритму Берендсена [14]. 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 были выбраны парные потенциальные функции Морза:

где (рК1 - потенциал межатомного взаимодействия атомов сорта КиЬ, г, и гу -

радиус-векторы атомов / и ), соответственно, акь, Ра — параметры потенциала межатомного взаимодействия между атомами сорта КиЬ, которые были заимствованы из работы [15]. Данный потенциал является хорошо апробированным для исследуемого интерметаллида [16,17].

В главе описан широкий спектр применяемых визуализаторов, а также методика анализа структуры (определения ГЦК, ГПУ и ОЦК топологии соседей на первой координационной сфере) деформированного нановолокна, предложенная в работе [18].

Для выбора оптимальной длины и сечения нановолокон была проведена серия тестовых компьютерных экспериментов для объектов с различным соотношением длины и площади поперечного сечения. Испытания проводились при температуре 300 К для нановолокон №3А1 с внедренными одиночными АФГ с ориентацией оси растяжения в направлении <001>, <011> и <111>. В таблице 1 приводятся тестовые размеры нановолокон и временные интервалы этапов деформации с различными размерами длины и сечения. Из полученных результатов видно, что длина нановолокна влияет на

(1)

(2)

величину временного интервала начала стадии упругой деформации и длительность стадии пластической деформации. Получено, что при увеличении размера поперечного сечения нановолокна в направлении <001 >, без увеличения длины образца, происходит увеличение предела текучести кратно увеличению сечения нановолокна.

Таблица 1

_Временные интервалы этапов деформации нановолокон_

Ориентация оси растяжения нановолокна Размер, атомов (ширина высота - длина)

24-24-72 48-48-36 48-48-72

Начало стадии пластической деформации <001> 97 пс 42 пс 80 пс

<011> 56 пс 32 пс 50 пс

<111> 63 пс 30 пс 57 пс

Время полного разрушения нановолокна <001> 480 пс 470 пс 475 пс

<011> 720 пс 530 пс 600 пс

<111> 546 пс 510 пс 520 пс

Количество атомов расчетного блока <001> 20736 41472 73728

<011> 115444 48384 154251

<111> 18859 10608 37716

Обнаружено, что длина модельного блока влияет на место зарождения очага деформации и длительность первой (упругой) стадии деформации. В случае, например, когда длина нановолокна в шесть раз больше диаметра поперечного сечения (рис. 2), наблюдается зарождение шести очагов деформации.

Рис. 2. Нановолокно №3А1 с 1 внедренной САФГ '/2<110>{001} (размер 12-12-144 атома) В направлениях <011> и <111> при увеличении размеров поперечного сечения, без увеличения длины образца, происходит увеличение предела текучести кратно увеличению сечения нановолокна.

Третья глава диссертации посвящена анализу структурно-энергетических превращений, происходящих в атомной структуре нановолокна №3А1, содержащего одиночные САФГ и ТАФГ, при высокоскоростной одноосной деформации растяжения в направлениях <001>, <011> и <111>. Для сравнения, анализируются структурные изменения в бездефектном нановолокне №3А1. Определен механизм

локализации очага деформации в зависимости от типа внедренной АФГ. В ходе исследования выявлены механизмы аморфизации в области бегающей шейки вблизи ТАФГ. Проанализированы изменения величин временных интервалов стадий деформации и значений предела текучести.

В результате исследования структурно-энергетических превращений, происходящих в нановолокнах №3А1 с внедренными одиночными планарными дефектами в направлении <001>, получено, что общим для всех типов нановолокон при температурах 10, 300 и 1100 К является присутствие четырех стадий деформации: квазиупругой, пластической, течения и разрушения. На каждой стадии деформации реализуются характерные для нее механизмы структурно-энергетических превращений.

Основными показателями, характеризующими процесс и стадийность одноосной деформации, являются графики кривой запасенной энергии и напряжения на жестких захватах (рис. 3.).

а) б)

Рис.3. График запасенной энергии нановолокна №3А1 (а), график напряжения на захватах нановолокна №3А1 (б) с 1 внедренной САФГ 'А<110>{001} при

температуре 10 К

Амплитуда колебаний значений на графиках зависимости запасенной энергии деформации от времени растяжения на стадии пластической деформации увеличивается с ростом температуры. Это происходит за счет увеличения амплитуды термических флуктуаций атомов нановолокна.

В случае идеального модельного блока нановолокна первая стадия завершается сдвигом частей нановолокна, который наблюдается вблизи одного из захватов при температуре 10 К (рис. 4). Ш

Рис. 4. Картина сдвига атомов вблизи захватов в идеальном нановолокне при

температуре 10 К

Сдвиг характеризуется атомными смещениями внутри нановолокна преимущественно по плоскостям {14} с последующей локализацией области деформации в одной из частей нановолокна. Образующиеся на боковой поверхности нановолокна линии скольжения - это ступеньки

вышедших на поверхность краевых дислокаций. На пересечении краевых дислокаций образуются сверхструктурные ДУ, что подтверждается появлением атомов с ГПУ топологией ближайших соседей (рис. 5) в плоскости, параллельной плоскости скольжения.

Рис. 5. График зависимости числа атомов с ГПУ и промежуточной топологиями ближайших соседей от времени в нановолокне №3А1 с 1 внедренной САФГ

Уг< 110>{001} при температуре 10 К При температуре 10 К объединение АФГ, образовавшихся в момент сдвига, в группы не является устойчивым и в процессе термических флуктуаций атомов АФД может распасться на отдельные ее составляющие. При наличии САФГ 'А<110>{001} в центре расчетного блока сдвиг локализуется в одной из частей блока разделенного АФГ (рис. 6).

Рис. 6. Картина сдвига атомов вблизи одного из захватов в нановолокне с 1 внедренной САФГ 'Л<1 Ю>{001} при температуре 10 К

При наличии термической АФГ, состоящей из двух плоскостей N¡-N1 в центре нановолокна, атомные смещения могут быть равновероятно, относительно АФГ, локализованы в каждой из частей нановолокна. Наличие ТАФГ АА, состоящей из пары биатомных плоскостей, приводит к тому, что первая стадия завершается аморфизацией зоны нанокристалла вблизи АФГ (рис. 7.)

При повышении температуры до 1100 К в конце первой стадии наблюдается появление элементов аморфизации структуры. Стадия пластической деформации завершается течением с образованием шейки. Характер разрушения двух образовавшихся блоков соответствует хрупкому разрушению при температурах 10 и 300 К и вязкому - при повышении температуры до 1100 К.

При внедрении ТАФГ АА и ТАФГ АВ происходит увеличение временных интервалов стадии пластической деформации. При внедрении САФГ 1/2<110>{001}, наоборот, наблюдается уменьшение длительности первой стадии деформации.

Рис. 7. Аморфизация зоны нанокристалла вблизи ТАФГ АА при температуре 300 К В направлении <011> образование АФД в нановолокнах Ni3Al с внедренными планарными дефектами, такими как САФГ 'А<110>{011}, ТАФГ АА и ТАФГ АВ, происходит по механизму, подобному механизму образования субструктурных блоков в нановолокнах чистых металлов с ориентацией оси растяжения в направлении <011> путем поворота участков нановолокна [19]. Образующиеся АФД ориентированы не параллельно друг другу. Скольжение происходит преимущественно по плоскостям типа {111} (рис. 8).

Рис. 8. Нановолокно Ni3Al с 1 внедренной ТАФГ АВ на 38 пс при температуре 300 К Отметим отличительную особенность влияния сдвиговых и термических границ на механизм поворота. В нановолокне с внедренной сдвиговой АФГ во время одноосной деформации пленарный дефект оказывает пластифицирующее воздействие на структурно-энергетические превращения.

Обнаружено, что при внедрении в нановолокно САФГ V4< 110> {011} и ТАФГ АВ в геометрическом центре нановолокна область деформации равновероятно зарождается в одной из обособленных частей нановолокна. В модельном блоке с внедренной ТАФГ АА происходит преимущественное зарождение очага деформации в области внедренной АФГ. При внедренной АФГ, смещенной относительно геометрического центра нановолокна, область деформации локализуется в большем по размеру АФД.

На начальном этапе процесса разрушения происходит фасетирование АФГ, т.е. переориентация отдельных участков нановолокна вдоль различных направлений и ее последующее "разъедание". Длина АФГ увеличивается по сравнению с исходной.

В направлении <111> получено, что стадия квазиупругой деформации заканчивается сдвигом частей нановолокна друг относительно друга. Преимущественно сдвиг частей нановолокна происходит одновременно по нескольким близлежащим плоскостям {111} с коллективной перестройкой атомов в соседние плоскости (рис. 9). Значительное расщепление плоскостей семейства {111} происходит преимущественно в центральной части нановолокна. Ближе к захватам от плоскостей {111} отделяются единичные атомы вблизи поверхности. На рис. 9 представлены картины перестройки

атомов плоскостей семейства {111}: за 38 и 42 пс в результате скольжения участков в нановолокне со сдвиговой границей.

I '.-к—.......

Ж ж

W II

®L-----------------------

% —........%

(а) (б)

Рис. 9. Перестройка атомов плоскостей семейства {111} за 38 пс вблизи захвата (а) и в центральной области нановолокна (б) с одиночной внедренной САФГ Уг< 110> {111} при температуре 300 К Отмечено, что при движении частей нановолокна с внедренной сдвиговой границей происходит коллективное смещение группы атомов, которую можно выделить по максимальным относительным смещениям на 37-39 пс. Атомное смещение начинается у поверхности нановолокна на стыке двух свободных поверхностей, преимущественно в одной из частей нановолокна, обособляющей АФГ. Схема блока атомов, сместившихся за 3739 пс на величину от 0,13 до 0,23 нм, приведена на рис. 10. Стрелками указаны направления смещений атомов в образовавшемся блоке.

На стадии течения происходит перемещение незначительных групп или одиночных атомов, что выражается в слабом изменении профиля графика запасенной энергии деформации - энергия изменяется не более, чем на 0,02 эВ/атом.

Рис. 10. Схема движения блока атомов и направления смещений атомов на 37-39 пс с одиночной внедренной САФГ 'Л<110>{111} После разрушения в нановолокне, помимо внедренной АФГ, присутствуют планарные дефекты в виде АФГ и точечные дефекты в виде ТДЗ и вакансий. Атомов с ГПУ топологией ближайших соседей после релаксации в нановолокне не наблюдается, что говорит о восстановлении структуры.

Четвертая глава посвящена исследованиям структурно-энергетических превращений, имеющих место в процессе деформации нановолокон ГЦК интерметаллида №3А1, содержащих ДС. Сравнительный анализ проведен в трех ориентациях: <001>, <011> и <111>. Исследована зависимость временных интервалов стадий деформации от периода антифазности. Изучено влияние АФГ на характер структурно-энергетических превращений в нановолокнах №3А1, содержащих ДС. Произведен анализ влияния периода антифазности на значения предела текучести.

Наряду с обнаруженными ранее значениями временных интервалов стадий структурно-энергетических превращений в идеальном нановолокне №3А1 [19], в нановолокнах №3А1 с внедренным комплексом АФГ наблюдаются изменения в значениях временных интервалов деформации.

Для исследования влияния АФГ на особенности структурно-энергетических превращений, наблюдаемых на каждой стадии деформации нановолокна в направлении <001>, с помощью компьютерных экспериментов рассчитаны значения временных интервалов начала стадии пластической деформации и значения, в которых происходит разрушение нановолокна Т^И3А1 с различным периодом антифазности САФГ 1Л<\ 10>{001} (рис. 11). Результаты, полученные для нановолокон с внедренными ТАФГ АА, ТАФГ АВ, показывают общее уменьшение временных интервалов квазиупругой стадии и'стадии пластической деформации на 15-18%. Это наблюдение связано, прежде всего, с тем, что ТАФГ АА и ТАФГ АВ являются высокоэнергетическими дефектами, вызывающими меньшую пластичность сплава при деформации.

я :Е

1 АФГ 2 АФГ ЗАФГ 4 АФГ АФГ 6 АФГ 7 АФГ

а)

* 1

Количество вмдренмьк АФГ ип

в)

б)

Рис. 11. Графики зависимости

времени начала стадии квазиупругой деформации и времени разрушения нановолокна с внедренными САФГ [Л<110>{001} от периода антифазности при температуре 10 К (а), при температуре 300 К (б), при температуре 1100 К (в)

Сравнение значений временных интервалов начала стадии пластической деформации в нановолокне №3А1 с внедренными АФГ с данными, полученными для бездефектного нановолокна №3А1, показывает, что в

бездефектном нановолокне время начала второй стадии деформации больше, оно составляет 52-55 пс.

Из рис. 11 (а) видно, что с увеличением числа внедренных АФГ в нановолокне Ы13А1 при температуре 10 К существенно возрастает время до разрушения. Так, с одной внедренной АФГ время до разрушения составляет 262 пс. При 7 внедренных АФГ - 321 пс. При анализе результатов, полученных при температуре 300 К, наблюдается схожая картина с результатами, полученными при температуре 10 К. С увеличением количества внедренных АФГ увеличивается время до разрушения нановолокна (рис. 11, б). Напротив, при температуре 1100 К с увеличением периода антифазности время до разрушения уменьшается (рис. 11, в).

Показано, что наличие ДС в нановолокне значительно влияет на изменение временных интервалов до разрушения нановолокна №3А1. Обнаружено, что при температурах 10 и 300 К при увеличении периода антифазности САФГ '/2<110>{001} значительно увеличивается время разрушения. Значение времени до разрушения нановолокна с увеличением периода антифазности (при 7 внедренных АФГ) достигает 150-160% от времени разрушения в нановолокне с 1 внедренной АФГ. Сравнение результатов с данными, полученными для бездефектного нановолокна, показывает увеличение времени разрушения нановолокна, содержащего ДС. При температуре 1100 К наблюдается инверсия зависимости времени разрушения нановолокна от количества внедренных АФГ (рис. 11, в). С увеличением количества внедренных САФГ 1Л<\ 10>{001} при температуре 1100 К время разрушения исследуемых образцов уменьшается.

Таким образом, выявлено, что наличие дефектов в виде АФГ значительно влияет на изменение временных интервалов начала стадии пластической деформации. При внедрении АФГ в нановолокно происходит сокращение временных интервалов стадии квазиупругой деформации. Вместе с тем, увеличение периода антифазности АФГ в нановолокне существенно влияет на изменение временных интервалов начала стадии пластической деформации.

В нановолокнах №3А1 с внедренными длиннопериодическими АФГ в направлении <011> наблюдаются изменения в значениях временных интервалов деформации. В работе рассчитаны значения временных интервалов начала стадии. пластической деформации и значения времени разрушения нановолокна №3А1 с внедренными длиннопериодическими САФГ !/2<110>{011}. Результаты, полученные для нановолокон с внедренными ТАФГ АА, ТАФГ АВ, показывают общее уменьшение временных интервалов квазиупругой стадии и стадии пластической деформации на 16-20%

При анализе графиков (рис. 12) получено, что значение времени начала стадии пластической деформации для нановолокна с внедренными САФГ 1/2<110>{011} составляет 30-39 пс. Отклонение значений временных

интервалов с изменением периода антифазности не превышает 1-3 пс, т.е. составляет не более 0,5 % от максимального времени деформации (рис. 12).

1 АФГ 2 АФГ 3 АФГ 4 АФГ 5 АФГ 6 АФГ 7 АФГ

1 АФГ 2 А®Г 3 АФГ 4 АФГ 5 АФГ 6 АФГ 7 АФГ Количеств ан*др«миы1 АФГ, шт

б)

Рис. 12. Графики зависимости времени начала стадии квазиупругой деформации и времени разрушения нановолокна с внедренными САФГ

У2<110>{011} от периода антифазности при температуре 10 К (а), при температуре 300 К (б), при температуре 1100 К (в)

Из рис. 12 (а) видно, что с увеличением числа внедренных АФГ в нановолокне №3А1 при температуре 10 К существенно возрастает время до разрушения. Так, с одной внедренной АФГ время до разрушения составляет 230 пс. При 6 внедренных АФГ - 260 пс. При анализе результатов, полученных при температуре 300 К, наблюдаются изменения временных интервалов, по сравнению с результатами, полученными для нановолокон при температуре 10 К. С увеличением количества внедренных АФГ до пяти, увеличивается время разрушения нановолокна (рис. 12, б). При периоде антифазности шесть и более наблюдается инверсия увеличения временного интервала стадии разрушения. Напротив, при температуре 1100 К с увеличением периода антифазности время до разрушения уменьшается (рис. 12, в).

Показано, что наличие дефектов в виде АФГ значительно влияет на изменение временных интервалов начала стадии пластической деформации. Увеличение периода антифазности в нановолокне в направлении <011> приводит к сокращению временных интервалов стадии квазиупругой деформации.

Для изучения воздействия АФГ на особенности протекания стадий деформации в нановолокне в направлении <111>, содержащего ДС, с помощью компьютерных экспериментов рассчитаны значения временных интервалов начала стадии пластической деформации и значения времени разрушения нановолокна №3А1 с внедренными САФГ 'А<110>{ 111} (рис. 13).

Получено, что наличие дефектов в нановолокне в виде длиннопериодических АФГ, существенно влияет на изменение временных интервалов начала стадии пластической деформации. Величина периода антифазности в нановолокне оказывает существенное влияние на значения

временных интервалов начала стадии пластической деформации (рис. 13). Обнаружено, что при повышении температуры с 10 до 1100 К время начала стадии квазиупругой деформации уменьшается в среднем на 6-10 пс.

б)

Рис. 13. Графики зависимости времени начала стадии квазиупругой деформации и времени разрушения нановолокна с внедренными САФГ

'А<110>{111} от периода антифазности при температуре 10 К (а), при температуре 300 К (б), при температуре 1100 К (в) Из рис. 13 (а) видно, что с увеличением периода антифазности в нановолокне №3А1 при температуре 10 и 300 К увеличивается время до разрушения. Так, с одной внедренной АФГ при температуре 10 К время до разрушения составляет 400 пс. При 7 внедренных АФГ - 520 пс. Среднее время разрушения - 450 пс. При температуре 1100 К с увеличением периода антифазности время до разрушения существенно не изменяется (рис. 13).

Таким образом, показано, что наличие АФГ в нановолокне влияет на изменение временных интервалов разрушения нановолокна №3А1 при пластической деформации. Обнаружено, что при температурах 10 и 300 К при увеличении количества внедренных САФГ 'А<110>{111} увеличивается время разрушения. Значение времени разрушения нановолокна с увеличением периода антифазности (при 7 внедренных АФГ) увеличивается в среднем на 20-25% от времени разрушения в нановолокне с 1 внедренной АФГ. При температуре 1100 К не наблюдается каких-либо изменений времени разрушения нановолокна при внедренных АФГ.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. При деформации растяжения нановолокон ГЦК интерметаллида №3А1 с внедренными одиночными и комплексом АФГ прослеживаются четыре стадии структурно-энергетических превращений: квазиупругая, пластическая, течения и разрушения. Ориентация оси растяжения влияет на особенности структурно-энергетических превращений в нановолокне №3А1 с внедренными АФГ. Устойчивым к деформации является нановолокно с наиболее плотноупакованными боковыми гранями.

2. Длина нановолокна влияет на величину временного интервала начала стадии упругой деформации и длительность стадии пластической деформации. При увеличении размеров поперечного сечения без изменения

длины образца происходит увеличение предела текучести, кратное изменению сечения нановолокна. При увеличении длины нановолокна без изменения сечения образца происходит увеличение длительности стадии квазиупругой деформации, кратное изменению длины нановолокна.

3. В нановолокнах с внедренной одиночной САФР/г<110>{001} в центре расчетного блока сдвиг локализуется в одной из частей блока, разделенного АФГ. При наличии одиночной ТАФГ АВ сдвиги локализованы в каждой, относительно АФГ, части нановолокна,. Наличие одиночной ТАФГ АА приводит к тому, что первая стадия завершается аморфизацией зоны нанокристалла вблизи АФГ. Указанные превращения характерны для ориентации <001> и <011>. При внедрении одиночной АФГ происходит снижение величины предела текучести.

4. При наличии одиночной САФГ'/г< 110> {111} шейка сохраняется в части блока между АФГ и захватом, в которой началась пластическая деформация. При внедрении одиночной ТАФГ АА в ориентации <011>, пластическая деформация локализуется в центре блока нанокристаллов (при температурах эксперимента 10 и 300 К), а при температуре 1100 К шейка перемещается в сторону одного из захватов. Характер разрушения блоков соответствует хрупкому разрушению при низких температурах и вязкому - при высоких температурах.

5. При температурах 10 и 300 К с увеличением периода антифазности С АФГ 'Л< 110> {001} происходит увеличение длительности стадии пластической деформации, увеличивается время до разрушения. Наблюдается циклический процесс «проскальзывание частей нановолокна -локализация сдвига на длиннопериодической АФГ - восстановление ГЦК структуры». При внедрении комплекса ТАФГ временные интервалы пластической деформации снижаются.

6. При увеличении периода антифазности САФГ '/2<110>{011} в 1,51,6 раза увеличивается время разрушения относительно значений временных интервалов в идеальном нановолокне №3А1.

7. В направлении <111> при внедрении комплекса АФГ в нановолокно происходит сокращение пороговых значений временных интервалов стадии квазиупругой деформации. С увеличением периода антифазности увеличивается время до разрушения. При повышении температуры временные интервалы стадий деформации при увеличении периода антифазности существенно не изменяются.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Андриевский Р.А., Глезер А.М. Прочность наноструктур. -М.:УФН, 2009. С.337-357.

2. 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.

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

4. 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.

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

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

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

8. Старенченко С.В., Козлов Э.В., Старенченко В.А. Закономерности термического фазового перехода порядок - беспорядок в сплавах со сверхструктурами. - 2007. - Томск: НТЛ. - 268 с.

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

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

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

12. 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.

13. 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.

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

15. Горлов H.B. 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.

16. 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.

17. 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.

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

19. Яшин A.B. Исследование стадий деформации нановолокон ряда металлов и сплава Ni3Al на основе ГЦК решетки. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физ.-мат. наук, Барнаул, 2010.-221 с.

Основные результаты диссертации изложены в следующих работах:

Статьи, опубликованные в журналах, рекомендованных ВАК Минобрнауки РФ:

1. Старостенков М.Д., Синица Н.В., Яшин А.В. Структурная перестройка в нановолокне Ni3Al, содержащем планарные неконсервативные антифазные границы, при высокоскоростной одноосной деформации растяжения С. 10721073 // Вестник Тамбовского университета (ТГУ), Сер. Естественные и технические науки, - Тамбов, 2010. - Т.15, Вып. 3, Часть 1. - 376 с. - ISSN 1810-0198.

2. Старостенков М.Д., Яшин А.В., Дудник Е.А., Синица Н.В. Исследование структурных превращений в сплаве Ni3Al под действием одноосной деформации растяжением // Деформация и разрушение материалов. - 2009. -№6.-С. 28-31.

3. 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.

4. Потекаев А.И., Старостенков М.Д., Синица Н.В., Яшин А.В., Хорошилов Д.Е. Механизмы структурной перестройки в модели нановолокна интерметаллида Ni3Al, содержащего длиннопериодические антифазные границы, в процессе высокоскоростной деформации одноосного растяжения // Известия высших учебных заведений. Физика. - 2010. - №8. - С. 47-54.

Свидетельства о регистрации программ для ЭВМ:

5. Дудник Е.А., Синица Н.В., Старостенков М.Д., Яшин А.В. 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:

6. Синица Н.В., Яшин А.В., Старостенков М.Д. Влияние антифазных границ на деформационные характеристики нановолокна Ni3Al. // Тезисы докладов открытой школы-конференции стран СНГ «Ультрамелкозернистые и наноструктурные материалы - 2010» (УМЗНМ-2010), УФА, 2010, С. 264.

7. Синица H.B. Изучение одноосной деформации в интерметаллиде Ni3Al, содержащем антифазные границы. Часть 1. В сборнике материалов XVIII петербургских чтений по проблемам прочности и роста кристаллов. С-Петербург, 21-24 октября 2008 г. С. 261-263.

8. Синица Н.В., Хорошилов Д.Е., Яшин A.B. Исследование конфигурации сдвиговой антифазной границы в интерметаллиде Ni3Al методом молекулярной динамики. XIV международная научно-практическая конференция студентов, аспирантов и молодых ученых «Соверменные техника и технологии»/ Сборник трудов в 3-х томах. Т.З.-Томск: Изд-во Томского политехнического университета, 2008.-621 с. С. 111 -113.

9. Синица Н.В., Яшин А. В. Исследование структурных превращений в трехмерном сплаве Ni3Al методом молекулярной динамики. ВНКСФ-13. Материалы конференции, информационный бюллетень. АСФ России 2007.-Екатеринбург, 2007.-237 с. С. 146-147.

10. 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 интерметаллида Ni3Al // Сборник тезисов XVII международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов» - Самара: Самарский государственный технический университет. - 2009. - С. 212-213.

11. Синица Н. В., Яшин А. В., Хорошилов Д. Е., Дудник Е. А., Старостенков М. Д. Компьютерное моделирование структурно-энергетических превращений в нановолокне Ni3Al, содержащем антифазные границы, при одноосной деформации // От наноструктур, наноматериалов и нанотехнологий к наноиндустрии: тезисы докладов II всероссийской конференции с Интернет-участием (8-10 апреля). - Ижевск: Изд-во ИжГТУ, 2009, 152 с. С. 105.

12. Синица Н.В., Хорошилов Д.Е. Конфигурация консервативной антифазной границы в сплаве типа А3В. С.498-501. Образование, наука, инновации - вклад молодых исследователей: материалы III (XXXV) международной научно-практической конференции / Кемеровский госуниверситет.-Кемерово: ООО «ИНТ», 2008. -Вып.9.-Т.1. -539 с. 13.

13. Синица Н.В., Хорошилов Д.Е., Яшин A.B. Исследование поведения антифазной границы в сплаве Ni3Al в ориентации призмы. Проблемы социального и научно-технического развития в современном мире: Материалы X всероссийской научно-технической конференции 17-18 апреля 2008г./Рубцовск. - Рубцовский индустриальный институт, 2008.-202 с. С. 194197.

14. 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 // МОЛОДЫЕ УЧЕНЫЕ - 2008 // Материалы международной научно-технической школы-конференции «Молодые ученые - науке, технологиям и профессиональному образованию»,

10-13 ноября 2008 г., г. Москва. / Под. ред. чл.-корр. РАН A.C. Сигова. - М.: Энергоатомиздат, 2008, часть 3.-219 с. С. 160-163.

15. 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.

16. 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.

17. 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.

18. Яшин A.B., Синица Н.В., 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.

19. 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.З. -С. 160-163.

20. 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.

21. 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.

22. Яшин A.B., Синица Н.В., Дудник Е.А., Старостенков М.Д. Исследование структурно-энергетических превращений в сплаве Ni3Al с антифазными границами при внешних воздействиях. Труды Рубцовского индустриального института: Выпуск 16: Естественные науки / Под редакцией Апполонова A.A., Дудник Е.А./ Рубцовский индустриальный институг.-Рубцовск, 2007,61 с. С. 54-61.

23. Дудник Е. А., Яшин А. В., Синица Н.В., Старостенков М.Д. Анализ структурно-энергетических превращений вблизи планарных дефектов в сплаве Ni3Al. С. 65-70. // Краевые задачи и математическое моделирование [текст]: сб. ст. 9-й всероссийской научной конференции. 28-29 ноября 2008 г., Новокузнецк. В 3 т. Т. 2./ НФИ ГОУ ВПО «КемГУ»; под общ. Ред. В. О. Каледина. - Новокузнецк, 2008. - 130 с.

24. 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.

25. 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.

26. 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.

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

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

29. Дудник E.A., Старостенков М.Д., Яшин A.B., Синица H.B. 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.

30. 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. Лоо: Изд-во СКНЦ ВШ ЮФУ АПСН. - 2008. - Т. 1. -С. 141-144.

31. 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-й международной казахстано-российско-японской конференции «Перспективные технологии, оборудование и аналитические системы для материаловедения и наноматериалов». - г.Усть-Каменогорск, ВКГТУ. - 2008. - С. 446-451.

32. 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.

33. 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.

34. 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.

35. 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.

36. 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. Глезер A.M. Исследование атомных механизмов перестройки в сплаве Ni3Al при одноосной деформации растяжения [Электронный ресурс] /

37. А.М. Глезер, Старостенков М.Д., Дудник Е.А., Яшин A.B., Синица Н.В., Хорошилов Д.Е. // Фазовые переходы, упорядоченные состояния и новые материалы. - 2009, № 10. - Режим доступа: http://www.ptosnm.ru/catalog/i/470. Дата обращения: 01.02.2010.

Издано в авторской редакции.

Подписано в печать 19.10.10. Формат 60x84 1/16.

Печать - ризография. Усл. п. л. 1,39.

Тираж 100 экз. Заказ 2010-17

Издательство Алтайского государственного технического университета им. И.И. Ползунова, 656038, г. Барнаул, пр-т Ленина, 46. Лицензия на издательскую деятельность ЛР№ 020822 от 21.09.98 г.

ВВЕДЕНИЕ.

I. СОВРЕМЕННЫЕ ПРЕДСТАВЛЕНИЯ О НАНОВОЛОКНАХ И ДЕФОРМАЦИИ НАНОВОЛОКОН С ВНЕДРЕННЫМИ

ДЛИННОГШРИОДИЧЕСКИМИ ДЕФЕКТАМИ.

1.1. Свойства и применение нановолокон.

1.1.1. Промышленное производство наноматериалов и получение композитов на их основе.

1.1.2. Методы экспериментальных и компьютерных исследований наноматериалов.

1.1.3. Обзор методов компьютерного моделирования.

1.2. Деформация нановолокон и виды дефектов, возникающих во время деформации.

1.2.1. Нульмерные дефекты.

1.2.2. Одномерные дефекты.

1.2.3. Роль дислокаций в процессах структурной перестройки во время деформации.

1.2.4. Двумерные дефекты.

1.2.5. Изучение влияния свободной поверхности на свойства нанообъектов.

1.2.6. Исследование влияния двойников на деформационные свойства нановолокон.

1.2.7. Трехмерные дефекты.36.

1.3. Длиннопериодические структуры и сверхструктуры.

1.3.1. Мартенситные превращения.

1.3.2. Антифазные границы в длиннопериодических структурах.

1.3.3. Исследования формирования длиннопериодических сверхструктур.

1.3.4. Формирование длиннопериодических сверхструктур в процессе деформации.

1.3.5. Кинетика разрушения длиннопериодических сверхструктур.

1.3.6. Существование длиннопериодических сверхструктур в различных условиях.

1.4. Постановка задачи.

II. МОДЕЛЬ КОМПЬЮТЕРНОГО ЭКСПЕРИМЕНТА.

2.1. Построение компьютерной модели деформации длиннопериодических структур.

2.1.1 Описание метода молекулярной динамики.

2.1.2. Выбор потенциалов межатомного взаимодействия.

2.1.3. Методика термостабилизации нановолокна.

2.1.4. Описание использованной модели термического всестороннего расширения нановолокна.

2.1.5. Описание модели граничных условий и жестких захватов.

2.1.6. Выбор температуры компьютерного эксперимента.

2.2. Внедрение длиннопериодических АФГ в нановолокна с ориентациями осей растяжения в направлениях <001>, <011>и<111>

2.2.1. Выбор размера нановолокна и соотношения длина-диаметр.

2.2.2. Нановолокна с внедренными длиннопериодическими АФГ в направлении <001 >.

2.2.3. Нановолокна с внедренными длиннопериодическими АФГ в направлении <011 >.

2.2.4. Нановолокна с внедренными длиннопериодическими АФГ в направлении <111>.

2.3. Используемая методика анализа и визуализаторы атомной структуры.

2.3.1. Количественные оценки и расчеты структурно-энергетических превращений вблизи ДС.

2.3\T. Описание применяемых в работе визуализаторов атомной структуры.

III. ВЛИЯНИЕ ПЛАНАРНЫХ ДЕФЕКТОВ НА СТРУКТУРНО-ЭНЕРГЕТИЧЕСКИЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ПРОЦЕССЕ ОДНООСНОЙ ДЕФОРМАЦИИ НАНОВОЛОКОН ИНТЕРМЕТАЛЛИДА NI3AL.

3.1. Деформация нановолокон в направлении <001>.

3.2. Деформация нановолокон в направлении <011>.

3.3. Деформация нановолокон в направлении <111>.

IV. ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРНО-ЭНЕРГЕТИЧЕСКИХ ПРЕВРАЩЕНИЙ, ПРОИСХОДЯЩИХ В ПРОЦЕССЕ ДЕФОРМАЦИИ ДЛИННОПЕРИОДИЧЕСКИХ СТРУКТУР.

4.1. Деформация нановолокон, содержащих ДС, в направлении <001>.

4.1.1. Влияние периода антифазности на механизмы деформации, происходящие в нановолокнах, содержащих ДС.

4.1.2. Влияние периода антифазности на временные интервалы стадий деформации.

4.1.3. Влияние периода антифазности на предел текучести нановолокон Ni3Al, содержащих ДС.

4.2. Деформация нановолокон, содержащих ДС, в направлении

011>.

4.2.1. Влияние периода антифазности на механизмы деформации, происходящие в нановолокнах, содержащих ДС.

4.2.2. Влияние периода антифазности на временные интервалы-стадий деформации.

4.2.3. Влияние периода антифазности на предел текучести нановолокон №зА1, содержащих ДС.

4.3. Деформация нановолокон, содержащих ДС, в направлении

111>.

4.3.1. Влияние периода антифазности на механизмы деформации, происходящие в нановолокнах, содержащих ДС.

4.3.2. Влияние периода антифазности на временные интервалы стадий деформации.

4.3.3. Влияние периода антифазности на предел текучести нановолокон N13AI, содержащих ДС.

Физические и механические характеристики веществ в конденсированном состоянии в немалой степени определяются размером и структурой: с уменьшением размера «элементарных» частиц, из которых состоит материал, обнаруживается повышение прочности и уменьшение пластичности [1]. Среди групп нанообъектов в последние пять лет особое внимание уделяется металлическим нановолокнам или нанопроволокам [2]. Нановолокнами называют материалы, имеющие в поперечном сечении размер не более 100 нм и значительно протяженные по длине.

В настоящее время наибольший интерес вызывают конденсированные системы или нановолокна с периодическими структурными неоднородностями наномасштаба. Это, прежде всего, полупроводниковые системы, которые могут явиться в перспективе основой принципиально нового уровня электроники -наноэлектроники, что повлечет за собой развитие технологии и возможностей управления и обработки информации. Другие важные системы включают наноструктурированные металлы и сплавы на их основе, которые имеют уникальные свойства и могут быть использованы как конструкционные или функциональные материалы [1].

Актуальным объектом исследования в настоящее время являются длиннопериодические металлические сплавы (ДПС) или нановолокна, содержащие длиннопериодическую структуру (ДС) [3-7]. Прежде всего, это обусловлено тем, что они достаточно давно изучаются и накоплен большой экспериментальный материал. Особый- интерес с точки зрения выбора объекта исследования представляют те металлы, и сплавы, у которых, во-первых, длинный период имеет наноразмер. Во-вторых, слабоустойчивы к внешним воздействиям (температуре, нагрузке, легированию и пр.). В-третьих, имеется 4 спектр структурных состояний вблизи границы потери устойчивости, и эти состояния равновесны либо близки к равновесию. Этим требованиям отвечают, в частности, упорядоченные сплавы и интерметаллиды, содержащие ДС. От обычных упорядоченных систем с простой сверхструктурой они отличаются тем, что в сплавах этого класса упорядоченное расположение атомов периодически или квазипериодически нарушается антифазными границами (АФГ). Обычно в упорядоченных сплавах и интерметаллидах АФГ энергетически невыгодны, однако в системах с длиннопериодической наноструктурой АФГ являются равновесными элементами структуры. Учитывая, что механизмы структурно-энергетических превращений при различных режимах нагрузки, в частности одноосной деформации, позволяют объяснить аномальные прочностные свойства ДПС, то есть свойства ДПС сопротивляться разрушению и необратимому изменению формы, ставится задача изучения механизмов структурно-энергетических превращений, происходящих в процессе высокоскоростной деформации одноосного растяжения нановолокон интерметаллида №зА1, содержащих ДС. Исследуемая задача интересна с точки зрения развития теоретических представлений о свойствах ДПС и создания новых видов наноматериалов с заданными свойствами.

Объекты для исследования в настоящей работе - это нановолокна интерметаллида №зА1, содержащие ДС, на основе ГЦК решетки с внедренной концентрацией длиннопериодических АФГ [8]. Под нановолокном, содержащим ДС, понимают протяженный монокристалл, в кристаллической решётке которого периодически внедрены планарные дефекты - АФГ в направлении деформации.

Наряду с экспериментальными методами исследования, в последние пять лет в научной литературе отмечается рост публикаций с привлечением численных методов, посвященных изучению структурно-энергетических превращений в процессе высокоскоростной деформации (со скоростями 10 -Ю10 с"1) нановолокон на основе чистых металлов (Аи, Ag, М, А1 и др.) и сплавов. Однако недостаточно изученными остаются свойства нановолокон интерметаллидов, содержащих ДС, в частности №зА1. Данный материал обладает положительной температурной зависимостью предела текучести: Ири деформации в таких сплавах, может происходить сочетание структурных и сверхструктурных изменений, обуславливающих различные эффекты:

Таким1 образом, настоящее исследование, с привлечением^ метода5 молекулярной» динамики, структурно-энергетических превращений в, нановолокнах ГЦК интерметаллида №зА1, содержащих ДС, в процессе высокоскоростной деформации одноосного растяжения, является актуальным.

Цель работы заключается в изучении методами компьютерного моделирования на атомном уровне процессов структурно-энергетических превращений в нановолокнах с внедренными длиннопериодическими планарными дефектами, такими как АФГ сдвигового (САФГ) и термического (ТАФГ) типов, подвергнутых высокоскоростной динамической деформации одноосного растяжения. Для достижения указанной цели в работе ставились следующие задачи:

1% Исследовать механизмы структурно-энергетических превращений, происходящие в нановолокнах, содержащих ДС, ГЦК сплава №3А1 со сверхструктурой Ь12(М) в процессе высокоскоростной одноосной деформации.

2.

Изучить влияние формы, размера и ориентации оси растяжения нановолокна на развитие и особенности структурно-энергетических превращений во время одноосного растяжения.

3.

Произвести^ оценку влияния температуры на структурно-энергетические превращения на. различных стадиях деформации.

Оценить, влияние внедренных одиночных планарных дефектов на-структурно-энергетические превращения, происходящие в нановолокне во время деформации.

5. Оценить влияние внедренного комплекса планарных дефектов на временные интервалы стадий деформации.

Научная новизна.диссертационной работы заключается.'в том, что методом молекулярной динамики на атомном уровне исследованы процессы структурно-энергетических превращений, происходящие в нановолокнах №зА1 с внедренными длиннопериодическими планарными дефектами, такими как САФГ и ТАФГ, в процессе высокоскоростной деформации растяжения при различных температурах.

Исследованы механизмы, реализующие структурно-энергетические превращения, характерные для каждой стадии деформации. Произведена оценка влияния формы, размера, наличия одиночных и комплекса АФГ, внедренных в нановолокно, на механизмы атомных перестроек во время деформации. Получено, что общим для всех типов нановолокон при исследуемых температурах является присутствие четырех стадий деформации: упругая, пластическая, течения и разрушения. На каждой стадии реализуются характерные для нее структурные перестройки.

Внедрение одиночных АФГ в нановолокно оказывает влияние на механизмы структурно-энергетических превращений, происходящих в нановолокне во время деформации. Выявлены особенности влияния внедренных САФГ и ТАФГ на области сдвига частей нановолокна и области зарождения очага деформации. Установлено, что наличие одиночных и комплекса планарных дефектов в нановолокне влияет Hat местоположение шейки и характер разрушения.

Показано, что при внедрении комплекса планарных дефектов изменяются механизмы и временные интервалы одноосной деформации. Установлено, что при внедрении длиннопериодических АФГ в направлении <001>, <111> происходит скольжение участков нановолокна преимущественно- по плоскостям {111} с «пробиванием» АФГ. В направлении <011> антифазные домены (АФД) образуются поворотом участков нановолокна. При увеличении периода; антифазностт АФГ в направлениях <001>, <011> область зарождения» деформации; находится между двумя ближайшими внедренными; АФГ. С увеличением периода антифазности происходит, увеличение; длительности стадии пластической деформации.

Настоящая диссертация состоит из введения, четырех глав, заключения? и списка литературы.

4.4. Основные выводы

В направлении <001>

1. На основании полученных результатов исследования структурно-энергетических превращений, происходящих в нановолокнах интерметаллида №зА1 с внедренными длиннопериодическими АФГ в процессе высокоскоростной деформации растяжения, выявлено четыре основных стадии деформации: квазиупругая, пластическая, течения, разрушения.

2. На каждой стадии деформации реализуются характерные для нее особенности структурно-энергетических превращений в нановолокне. а) На стадии квазиупругой деформации происходит накопление точечных дефектов (вакансий и междоузлий). При повышении температуры эксперимента происходит увеличение количества вновь образующихся точечных дефектов. Напряжение на захватах растет линейно. Изменение атомной структуры нановолокна не наблюдается. В конце первой- стадии происходит зарождение области деформации. Установлено, что область деформации при температурах 10 и 300 К локализуется вблизи АФГ, расположенной ближе всех к месту зарождения8 деформации.'. Происходит проскальзывание, частей! нановолокна с одновременным образованием АФД. Наблюдается падение запасенной энергии- и напряжениям на захватах. При температуре 1100 К место зарождения деформации носит случайный характер. б) На стадии пластической деформации* происходит скольжение участков нановолокна преимущественно по плоскостям {111}. Происходит циклический процесс «проскальзывание частей нановолокна — локализация сдвига на длиннопериодической АФГ - восстановление ГЦК структуры». Значительное влияние на особенности структурно-энергетических превращений оказывает температурный режим исследования. Так, при температурах 10 и 300 К структурные перестройки в нановолокне носят прогнозируемый характер. Установлено, что период антифазности влияет на временные интервалы стадий деформации. в) На стадии течения внутренняя перестройка структуры нановолокна происходит в области шейки. Значительных изменений величин запасенной энергии и напряжения на захватах не наблюдается. г) На стадии разрушения нановолокно разделяется на две части, структурной перестройки и изменения топологии не обнаружено. После сверхбыстрого охлаждения в некоторых модельных конфигурациях зафиксировано образование новых дефектов упаковки, двойников.

3. Выявлено, что наличие дефектов в виде АФГ при исследовании нановолокна, содержащего ДС, значительно влияет на изменение временных интервалов начала стадии пластической деформации. При внедрении АФГ в нановолокно происходит сокращение временных интервалов стадии квазиупругой деформации. Вместе с тем, изменение количества внедренных АФГ (изменение периода антифазности) в нановолокне существенно не влияет на изменение временных интервалов начала стадии пластической деформации. Обнаружено, что при температурах 10 и 300 К с увеличением количества внедренных С АФГ /4<110>{001} значительно увеличивается время разрушения.

4. Показано, что внедрение САФГ 1/4<11'0>{001} в идеальное бездефектное нановолокно Ni3Al с определенным периодом влияет на величину предела текучести. Так, при температуре 10 К с увеличением периода антифазности наблюдается снижение напряжения на захватах и, как результат, снижение величины предела текучести с 17,5 до 16,5 ГПа. Напротив,, при температурах 300 и 1100 К наличие внутренних дефектов наноструктуры не влияет на-величину предела текучести.

В направлении <011>

1. Исследование структурных превращений, происходящих в нановолокнах интерметаллида N13AI с внедренными длиннопериодическими АФГ в процессе высокоскоростной деформации растяжения в направлении <011>, позволяет выявить четыре основных стадии деформации: квазиупругую, пластическую, течения и разрушения.

2. Отмечено, что на каждой стадии деформации реализуются характерные для нее особые структурно-энергетические превращения в нановолокне. а) На стадии квазиупругой деформации происходит накопление точечных дефектов (вакансий, бивакансий, междоузельных атомов и др.). При повышении температуры эксперимента происходит увеличение интенсивности образования точечных дефектов. Величина напряжения на захватах растет по линейному закону. Изменение структуры нановолокна не наблюдается. В конце первой стадии происходит зарождение очага деформации. Установлено, что очаг деформации при температурах 10 и 300 К локализуется симметрично по обеим сторонам АФГ обоих типов. Происходит поворот частей нановолокна с образованием АФД. Наблюдается падение запасенной энергии и напряжения на захватах. При температуре 1100 К место зарождения очага деформации носит случайный характер. i б) Стадия пластической деформации характеризуется процессом поворота частей нановолокна друг относительно друга вне зависимости от температуры компьютерного- эксперимента. Наблюдается- появление на поверхности нановолокна линий скольжения - ступенек, вышедших на поверхность краевых дислокаций. Образование АФД происходит путем поворота частей-нановолокна друг относительно друга. Скольжение атомных блоков происходит преимущественно по плоскостям типа {111}, не параллельных оси растяжения.

Зафиксировано увеличение размеров двух образовавшихся параллельно ориентированных АФД. Границы АФД представляют собой- атомы с ГПУ топологией ближайших соседей.

При температурах 10 и 300 К места скольжения участков нановолокна локализуются на АФГ. Так, при 2 внедренных САФГ 1Л<110>{011}, ТАФГ АА, ТАФГ АВ поворот участков нановолокна происходит симметрично относительно внедренных АФГ. При увеличении периода антифазности, в случае четного количества внедренных АФГ, образование АФД происходит симметрично относительно каждой нечетной внедренной АФГ. В случае нечетного количества внедренных АФГ локализация сдвига происходит симметрично каждой четной АФГ. Получено, что при увеличении периода антифазности АФГ область зарождения деформации находится между двумя ближайшими внедренными АФГ. Процесс поворотов участков, с одновременным образованием АФД и скольжением частей нановолокна, происходит преимущественно по плоскостям <-101>.

Получено, что в случае, если величина периода антифазности четная, то в нановолокне происходит локализация краевых дислокаций на каждой нечетной АФГ. В случае, если величина периода антифазности нечетная, то в нановолокне происходит локализация краевых дислокаций на каждой четной АФГ. С увеличением периода антифазности более 4 в нановолокне не наблюдается увеличения вновь образующихся АФД. в) Третья стадия деформации характеризуется внутренней перестройкой структуры нановолокна в области шейки. Значительных изменений величин запасенной энергии и напряжения на захватах не наблюдается. г) На четвертой стадии - разрушении нановолокно разделяется на две независимые части, атомной перестройки структуры не обнаружено. После применения процедуры. сверхбыстрого охлаждения- в нескольких экспериментах зафиксировано образование новых дефектов упаковки, АФГ.

3. При температурах 10 и 300 К увеличение периода антифазности САФГ 1/2<110>{011}, ТАФГ АА, ТАФГ АВ приводит к определенным изменениям! во временных интервалах; стадий* деформации. При внедрении сдвиговых АФГ в, нановолокно механизм деформации. носит пластифицирующий» характер, увеличиваются; временные интервалы« стадий? деформации, стадия течения? увеличивается с увеличением^ периода антифазности.

4. При внедрении термических АФГ в нановолокно механизм деформации-носит хрупкий характер, уменьшаются временные интервалы стадий деформации, структура шейки представляет собой аморфную зону. При температуре 1100 К значительного влияния периода антифазности на проскальзывание во время структурной перестройки в нановолокне на стадии пластической деформации не наблюдается.

В направлении <111>

1. Исследование структурных превращений, происходящих в нановолокнах интерметаллида №3А1 с внедренными длиннопериодическими АФГ в процессе высокоскоростной деформации растяжения в направлении <111>, позволяет выявить четыре основных стадии деформации: квазиупругую, пластическую, течения и разрушения.

2. Отмечено, что на каждой стадии деформации реализуются характерные для нее структурно-энергетические превращения в нановолокне. а) На стадии квазиупругой деформации происходит накопление точечных дефектов (вакансий и междоузлий). При повышении температуры, эксперимента происходит увеличение количества образовывающихся«точечных дефектов. Напряжение на захватах растет линейно: Изменение структуры нановолокна не наблюдается. В; конце первой» стадии« происходит зарождение области деформации. Установлено- что область деформации при; температурах 10 и 300 К локализуется, между АФГ. Происходит проскальзывание? частей нановолокна в, виде клиньев с образованием- АФД. Наблюдается- падение запасенной энергии и напряжения на захватах. При температуре 1100 К место зарождения деформации носит случайный характер. б) На стадии пластической деформации происходит коллективное скольжение атомных блоков преимущественно по плоскостям {111}. Пр^ температурах 10 и 300 К происходит циклический процесс «одновременное проскальзывание частей- нановолокна - локализация сдвига на длиннопериодической АФГ - восстановление ГЦК структуры». При температуре 1100 К сдвиг блока атомов в виде клина по плоскостям {111} «пробивает» АФГ и распространяется в близлежащий АФД. Обнаружено значительное влияние температурного режима на особенности структурно-энергетических превращений. Так, при температурах 10 и 300 К структурные перестройки в нановолокне носят прогнозируемый характер. При температуре 1100 К влияние периода антифазности на проскальзывание во время структурной перестройки в нановолокне на стадии пластической деформации не наблюдается. Этот факт можно объяснить низким порогом термоактивации нановолокна и незначительной энергией внедренного дефекта. Установлено, что период антифазности значительно влияет на временные интервалы стадий деформации. в) На стадии течения структурно-энергетические превращения происходят в области шейки. Значительных изменений величин запасенной энергии и напряжения на захватах не наблюдается. г) На стадии разрушения нановолокно разделяется на две части. После сверхбыстрого охлаждения в некоторых случаях зафиксировано образование новых дефектов упаковки, двойников.

3. Получено, что наличие дефектов в виде АФГ при< исследовании нановолокна, содержащего ДС, значительно влияет на изменение временных интервалов начала стадии пластической-деформации. При внедрении» АФГ в нановолокно происходит незначительное сокращение (не более 0,5 %) значений временных интервалов стадии квазиупругой деформации. Обнаружено, что при температурах 10 и 300 К при увеличении количества внедренных САФГ 1/2<110>{111} увеличивается время разрушения нановолокна. При температуре 1100 К значительного влияния длиннопериодических АФГ на время разрушения нановолокна не обнаружено.

4. Получено, что внедрение САФГ 1/2<110>{111} в бездефектное нановолокно с определенным периодом влияет на величину предела текучести. Так, при температурах 10 и 300 К с увеличением периода антифазности наблюдается незначительно падение напряжения на захватах. При температуре 300 К обнаружено снижение величины напряжения с 17,8 ГПа до 16,4 ГПа. При температуре 1100 К наличие внутренних структурных дефектов наноструктуры не влияет на величину предела текучести.

175

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

В результате исследований! структурно-энергетических превращений*, в процессе деформации растяжения нановолокон ГЦК интерметаллида №зА1, содержащих ДС, получено, что общими элементами для всех типов нановолокон при исследуемых температурах является присутствие четырех стадий деформации: упругая, пластическая, течения и разрушения.

Форма нановолокна значительно не влияет на величину предела текучести. Более устойчивым к деформации является нановолокно с наиболее плотноупакованными боковыми гранями. Ориентация оси растяжения влияет на особенности структурно-энергетических превращений в нановолокне №зА1 с внедренными АФГ.

Длина нановолокна влияет на величину временного интервала начала упругой деформации и длительность стадии пластической деформации. При увеличении размеров поперечного сечения, без увеличения длины образца, происходит увеличение предела текучести кратно увеличению сечения нановолокна. При увеличении длины нановолокна, без увеличения сечения образца, происходит увеличение длительности стадии квазиупругой деформации кратно увеличению длины нановолокна.

Показано, что при внедрении ДС в модельный блок происходит изменение величины предела текучести: с увеличением периода антифазности величина предела текучести уменьшается.

Получено, что амплитуда колебаний графиков зависимости запасенной энергии от времени растяжения на стадии пластической деформации увеличивается с ростом температуры. В нановолокнах, с внедренной САФГ Уг< 110>{100} в центре расчетного блока, сдвиг локализуется-в одной из частей блока, разделенного АФГ. При наличии ТАФГ АВ сдвиги' равновероятно локализованы в каждой из частей нановолокна, относительно АФГ. Наличие ТАФГ АА приводит к тому, что первая стадия завершается аморфизацией зоны нанокристалла вблизи АФГ.

С повышением температуры в конце первой стадии наблюдается появление элементов аморфизации структуры. Стадия пластической» деформации завершается течением с образованием шейки. При наличии» САФР/2< 110> {100} шейка сохраняется в части блока между АФГ и захватом, в которой началась пластическая деформация. Аналогичная перестройка наблюдается во всех интервалах температур деформации в случае нанокристалла, имеющего в центре АФГ, состоящую из плоскостей Ni-Ni. При наличии ТАФГ АА, пластическая деформация локализуется в центре блока нанокристалла (при температурах компьютерного эксперимента 10 и 300 К), а при температуре 1100 К шейка может перемещаться в сторону одного из захватов. Характер разрушения блоков соответствует хрупкому разрушению при низких температурах и вязкому при повышении температуры эксперимента.

Показано, что ориентация оси растяжения нановолокна влияет на особенности структурно-энергетических превращений на второй стадии деформации.

При внедрении комплекса АФГ в направлении <001> с величиной периода антифазности от 2 до 7 на стадии пластической деформации происходит скольжение частей нановолокна преимущественно по плоскостям {111}. Происходит циклический процесс «проскальзывание частей нановолокна - локализация сдвига на длиннопериодической АФГ -восстановление ГЦК структуры». Обнаружено, что при температурах 10 и 300 К при увеличении периода антифазности САФГ И<110>{001} значительно увеличивается время разрушения, происходит увеличение стадии пластической деформации.

В направлении <011> стадия пластической деформации характеризуется, процессом поворота частей нановолокна друг относительно друга. При увеличении периода антифазности, в случае четного количества внедренных АФГ, образование АФД происходит симметрично относительно каждой нечетной внедренной АФГ. В случае нечетного количества внедренных АФГ, локализация сдвига происходит симметрично каждой четной АФГ. Получено, что при увеличении периода антифазности АФГ область зарождения деформации находится между двумя ближайшими внедренными АФГ.

В направлении <111> на стадии пластической деформации происходит коллективное скольжение АФД преимущественно по плоскостям {111}. При температурах 10 и 300 К происходит циклический процесс «коллективное проскальзывание частей нановолокна - локализация сдвига на длиннопериодической АФГ - восстановление ГЦК структуры». При температуре 1100 К сдвиг по плоскостям {111} «пробивает» АФГ и распространяется в близлежащий АФД. При внедрение одиночной или комплекса АФГ наблюдается увеличение длительности стадии пластической деформации.

1. Третьяков Ю.Д. Нанотехнологии. Азбука для всех. М.: Физматлит, 2008. -368 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. Раков Э.Г. Нанотрубки и фуллерены. М.: Физматкнига; Логос, 2006. - 374 с.

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

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

6. Старенченко С.В., Козлов Э.В., Старенченко В.А. Закономерности термического фазового перехода порядок беспорядок в сплавах со сверхструктурами. - 2007. - Томск: НТЛ. - 268 с.

7. П.Колобов Ю)Р., Кашин O.A., 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.f

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

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

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

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

12. 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.

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

14. Жачук P.A., 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.

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

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

17. Quintero F., Pou 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.

18. 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.

19. 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.

20. Shtansky D.V., Kaneko K., 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.

21. Terrenes 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.

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

23. 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.

24. 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 Science. 1999: - V. 433-435. - P. 491-495.

25. Носкова- Н.И., Волкова Е.Г. Исследование деформации "in situ" нанокристаллического сплава Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9// ФММ. 2001. - Т. 92, № 4. -С. 107-111.

26. Marszalek P.E., Greenleaf W.J, 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.

27. Миронов В.JI. Основы сканирующей зондовой микроскопии. Mi: Техносфера, 2004.'- 143 с.

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

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

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

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

32. 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.

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

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

35. 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).

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

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

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

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

40. Ji C., 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.

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

42. 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.

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

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

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

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

47. 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.

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

49. 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:

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

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

52. 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.

53. 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.

54. 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. 611619.

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

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

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

58. Ovcharov A.A., Starostenkov M.D., Masalov V.I., Starostenkov D.M. Simulation6 of atomic structure evolution solid argon under impulsive loading // Transactions of the Materials Research Society of Japan. Tokyo. - 1996. - V. 20. - P. 835-838.

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

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

61. 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.

62. 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.

63. 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.

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

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

66. 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 superplasticity // Scripta Mäterialia.- 2008. V. 59. - P.-479-482.

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

68. Куксин А.Ю., Стегайлов B.B., Янилкин А.В. Атомистическое моделирование пластичности и разрушения нанокристаллической меди- при высокоскоростном растяжении // ФТТ. 2008. - Т. 50, № 11. - С. 1984-1990.'

69. 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.

70. 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.

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

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

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

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

75. 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.

76. Пугина Е.В., Корнич Г.В., Бетц Г. Влияние температуры на» распыление поверхностных металлических кластеров // ФТТ. 2007. - Т. 49, № 3. - С. 552556.

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

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

79. Андрухова O.B. Компьютерное моделирование атомного упорядочения и фазового перехода порядок-беспорядок в бинарных сплавах стехиометрического состава. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук.- Барнаул, 1997. — 225 с.

80. Займан Дж. Модели беспорядка. Теоретическая физика однородно неупорядоченных систем: Пер. с англ. М.: Мир, 1982. - 592 с.

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

82. 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.

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

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

85. Baranov М.А., Starostenkov M.D. Distortion of crystal lattice conditioned by beam implanted atoms Nb, Mo, W in a-Fe // Nucl. Instr. and Meth. in Phys. Res. B. -1999.-V. 153.-P. 153-156.

86. Гафнер С.Л. Анализ и имитационное моделирование процесса термического отжига меди, подвергнутой облучению. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук. Абакан, 2004. — 139 с.

87. Starostenkov M.D., Demyanov B.F., Kustov S.L., Sverdlova E.G.-, Grakhov E.L. Computer modeling of grain boundaries in Ni3Al // Computational Materials Science. 1999. -V. 14.-P. 146-151.

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

89. Царегородцев А.И., Горлов. Н.В., Демьянов Б.Ф., Старостенков- М:Д. Атомная структура АФГ и ее влияние на состояние решетки вблизи дислокации, в упорядоченных сплавах со сверхструктурой Ll2// ФММ. 1984. - Т. 58, №2. -С. 336-343.

90. Черных Е.В. Анализ состояния кристаллической решетки вблизи плоских дефектов в ГПУ металлах и сплавах со сверхструктурой DO 19. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук.- Барнаул, 2001.-176 с.

91. Овчаров А.А. Моделирование структурной перестройки ГЦК кристалла при деформации. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук.- Барнаул, 1998. 186 с.

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

93. Полетаев Г.М. Исследование процессов взаимной диффузии в двумерной системе Ni-Al. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физ.-мат. Наук.- Барнаул, 2002. — 186 с.

94. Зольников К.П. Нелинейный отклик материалов на микромасштабном уровне при высокоэнергетических воздействиях. Автореф. на соискание ученой степени д.ф.-м.н.- Томск, 2002. 35 е.

95. Upmanyu Mt, Smith R.W., Srolovitz D.J. Atomistic simulation of curvature driven grain boundaiy migration// Interface science. 1998. - №6. - P: 41-58.

96. Пацева Ю.В. Исследование особенностей самодиффузии в двумерных металлах. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физ.-мат. Наук.-Барнаул, 2005.-136 с.

97. Haile M.J. Molecular dynamics simulation elementary methods. - N.Y.: Wiley interscience, 1992. - 386 p.

98. Валуев А.А., Норман Г.Э., Подлипчук В.Ю. Метод молекулярной динамики: теория и приложения// Математическое моделирование: Физико-химические свойства вещества. М.: Наука, 1989. — С. 5-40.

99. Andersen Н.С. Molecular dynamics simulations at constant pressure and/or temperature // J. Chem. Phys. 1980. - V. 72, № 4. - P. 2384-2393.

100. Parrinello M., Rahman A. Crystal Structure and pair potentials. A molecular-dynamics study // Phys. Rev, Lett. 1980. - V. 45, № 14. - P. 1196-1199.

101. Rahman A. Molecular dynamics studies of structural transformation in solids // Material Science Forum. 1984. - V. 1. - P. 211-222.

102. Яшин A.B. Исследование стадий деформации нановолокон ряда металлов и сплава №зА1 на основе ГЦК решетки. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физ.-мат. Наук.- Барнаул, 2010.-221 с.

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

104. 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.

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

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

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

108. Sansoz F., Deng C. 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).

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

110. 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.

111. Хархалис H. P. Физические свойства сложных кристаллов, обусловленные длиннопериодной структурой : диссертация . кандидата физико-математических наук : 01.04.10 Ужгород, 1984 150 с.

112. Потекаев А.И. и.др. Естественные длиннопериодические наноструктуры.- Томск: Изд-во НТЛ, 2002. 260 с.

113. Коваль Ю. М. Сплави з ефектом пам'я™ форми потужний клас функцюнальних матер 1ал 1в//Наука та шноваци. - 2005. - Т. 1, № 2. - С.80-95.

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

115. Кокорин В.В., Мартынов В.В. Последовательное образование мартенситных фаз при одноосном нагружении монокристаллов Ni2MnGa // ФММ.- 1991.-№9.-С. 106-113.

116. Sato Н., Toth R.S. Long-Period Superlattices in Alloys. II // Phys. Rev. 1962.- Vol.127, № 2. P.469-484.

117. Хаимзон Б.Б. Кристаллографические аспекты образованиядлиннопериодических антифазных доменных структур // Фундаментальные «проблемы современного материаловедения.-2008. Т5, №1. — С. 27-30.

118. Гаевский А. Ю: Модели образования; длиннопериодических структур и упорядоченных систем планарных дефектов в кристаллах : дис. д-ра,физ.-мат. наук: 01.04.07 / HAH Украины; Институт металлофизики им: Г.В.Курдюмова:

119. К., 2007. —313л. —Библиогр.: л. 287-313.

120. Заворотнев Ю.Д., Медведева Л.И. Длиннопериодические несоразмерные структуры в кристаллах с треугольным расположением магнитных ионов // Физ. низ. температур, vol: 25, num: 6, 1999.-С. 567-574.

121. Заворотнев Ю.Д., Медведева Л.И. Теория магнитной структуры в соединении MnCoSi // Физика низких температур: Том 34, Выпуск 2 (Февраль 2008), с. 172-178.

122. Заворотнев Ю.Д., Медведева Л.И., Стефановский Е.П. О влиянии высших инвариантов термодинамического потенциала на возникновение магнитных длиннопериодических структур // Физика низких температур: Том 26, выпуск 4 (Апрель 2000). С. 350-354.

123. Асланян Т.А., Леванюк А.П. О возможности несоразмерной фазы,вблизи точки а<->р-перехода в кварце // Письма в ЖЭТФ. 1978.-Т. 28, вып. 2, С. 76-79.

124. Верма А., Кришна Г. Полиморфизм и политипизм в кристаллах. М.: Наука, 1969. - 274 с.

125. Ferraris G., Makovicky Е. and Merlino S. Crystallography of modular materials. Oxford: Oxford University Press, 2004. - 370 p.

126. Урусов B.C., Еремин H.H. Кристаллохимия. Краткий курс. Часть 2. Учебное пособие. -М.: Изд-во Московского университета, 2005. 125 с.

127. Николин Б.И. Многослойные структуры и политипизм в металлических сплавах. Киев: Наук.думка, 1984. - 240 с.

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

129. Shubert K., Kiefer В:, Wilkens M. Ordnungsphasen mit Großer Periode in Legirungen. // Zs. Naturforschung.- Bd. 9a, P. 987-988, (1954):

130. Старенченко С. В., Козлов Э. В. Фазовое превращение порядок — беспорядок в сплавах с периодической антифазной доменной структурой.-В кн.: Упорядочение атомов и свойства сплавов. —Киев: ИПМ, с. 105-107, (1979).

131. Старенченко C.B., Козлов Э.В. Изучение фазового перехода порядок-беспорядок в сплаве Au4Zn // ФММ, т.82, в.5. С.137-141, (1996).

132. Старенченко C.B., Сизоненко Н.Р., Козлов Э.В. Изучение кинетики упорядочения в сплаве A^Zn Фазовые переходы, упорядоченные состояния и новые материалы, вып. 4. - 2006. - С. 1-4.

133. Старенченко C.B., Сизоненко Н.Р., Козлов Э.В. Структура дальнего и ближнего порядка при термическом разупорядочении в сплаве с длинным периодом Au4Zn//H3B. вузов. Физика, № 8. С. 56-62, (1997).

134. Старенченко C.B., Сизоненко Н.Р., Козлов Э.В. Изучение кинетики упорядочения в сплаве Au4Zn // Изв. Вузов. Физика, №8 (Приложение). С.5-11, (2002).

135. Зольников К.П., Уваров Т.Ю., Скрипняк В.А., Липницкий А.Г., Сараев Д.Ю., Псахье С.Г. Влияние границы зерна на характер откольного разрушения в кристаллите меди при импульсном воздействии//Письма в ЖТФ. — 2000. Т. 26,№8.-С. 18-23.

136. Дорохова М.О., Дорожкин С.И. Температурная зависимость сжимаемости двумерных электронных систем в режиме квантового эффекта Холла в присутствии длиннопериодных флуктуаций потенциала // Журнал эксперим. и теор'. физ., vol: 125, num: 6. С. 1393-1402*.

137. Халфина А.А. О возможности индуцирования? длиннопериодической структуры, в антиферромагнетиках с магнитоэлектрическим? эффектом« // Вестник Башкирского университета. 2001. № 1. С. 17-18.

138. Вуль Д.А., Кривоглаз М.А. Электронная» энергия; ш особенности^ упорядоченных систем с длинными периодами. И. Существование длиннопериодических структур при низких температурах (с. 869-881) // ФММ, том 55, номер 5 (май 1983).

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

140. Орлов A.H. Введение в теорию дефектов в кристаллах. М.: Высш. шк., 1983, 144 с.

141. Штремель М.А. Прочность сплавов. Ч. 1. - Дефекты решетки. - М.: Металлургия, 1982. - 280 с.

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

143. 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.

144. Shang J.-X., Wang G.-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.

145. 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.

146. Persson A. A first-principle calculation of the intrinsic stacking-fault energy in diamonds//Phil, Magi.A: 1983: - V. 47, №6. - P: 835>-839:

147. 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.

148. Hong S., Fu C.L., Yoo M'.H. First-princiles calculation of stacking faul and twin boundary energies of Gr2Nb // Phil. Mag. A. 2000. - V. 80, № 4. - P. 871-880.

149. Morris J.R., Ye Y., Yoo M.H. First-principles examination of the twin boundary in hep metals.

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

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

152. 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.

153. 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.

154. 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.

155. Zhuang J., Kojima T., 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).

156. 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).

157. 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. . ' '

158. Bolton K., Boijesson 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.

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

160. 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.

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

162. 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).

163. 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).

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

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

166. 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.

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

168. Кустов C.JT. 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.

169. Рябухин A.F. Линейный коэффициент термического расширения металлов, // Известия Челябинского научного центра. Секция: Физическая химия и технология неорганических материалов. 1999. - КгЗ. - С. 15-17.

170. Коростелев С.Ю., Псахье С.Г., Панин В.Е. Молекулярно-динамическое исследование атомной структуры материала при распространении ударной волны // ФГВ. 1988. - Т. 24, №6. - С. 124-127.

171. Чирков А.Г., Понаморев А.Г., Чудинов В.Г. Динамические свойства Ni, Си, Fe в конденсированном состоянии (метод молекулярной динамики) // ЖТФ. 2004. - Т. 74, № 2. - С. 62-65.

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

173. Gumbsch P., Zhou S.J. and Holian B.L. Molecular dynamics investigation of dynamic crack stability // The American Physical Society. 1997. - V. 55. - №6 - P.3445-3455.

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

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

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

177. Van Swygenhoven H., Farkas D., Caro A. Grain-boundary structures in polycrystalline metals at the nanoscale // Phys. Rev. B. 2000. - V. 62, № 2. - P. 831838.

178. Poletaev G.M., Aksenov M.S., Starostenkov M.D., Patzeva- J.V. Locally Initiated Elastic Waves in 2D Metals// Materials Science Forum. 2005 (March). -V. 482.-P. 143-146.

179. Полетаев Г.М., Старостенков М.Д., Пацева Ю.В., Козлов Э.В. Молекулярно-динамическое исследование самодиффузии в двумерныхметаллах // G6. трудов междунар. симпозиума ODP01-2003 «Порядок, беспорядок и свойства оксидов». Сочи. — 2003. С. 146-148.

180. Дудник Е.А. Классификация? точечных дефектов и их, комплексов в. двумерной гексагональной кристаллической решетке интерметаллида типа Ni3Al. Диссертация« на соискание ученой степени кандидата физ.-мат. наук. Барнаул, 2002. 199 с.

181. Старостенков М.Д., Яшин A.B., Дудник Е.А., Синица Н.В. Исследование структурных превращений в сплаве Ni3Al под действием одноосной деформации растяжением // Деформация и разрушение материалов. — 2009. № 6.-С. 28-31.

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