Компьютерное моделирование симметричных границ зерен в сплаве Ni3Al тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

ХАРИНА ЕВГЕНИЯ ГЕННАДЬЕВНА

КОМПЬЮТЕРНОЕ МОДЕЛИРОВАНИЕ СИММЕТРИЧНЫХ ГРАНИЦ ЗЕРЕН В СПЛАВЕ №3А1

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Специальность 01.04.07 - физика конденсированного состояния

Барнаул - 2010

4854220

Работа выполнена в ГОУ ВПО «Алтайский государственный технический университет им. И.И. Ползунова» и ГОУ ВПО «Кузбасская государственная педагогическая академия».

Научный руководитель: заслуженный деятель науки РФ,

доктор физико-математических наук, профессор Старостенков Михаил Дмитриевич

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук, профессор

Козлов Эдуард Викторович

кандидат физико-математических наук, доцент Рудер Давыд Давыдович

Ведущая организация: Сибирский физико-технический институт при

Томском государственном университете, г. Томск

Защита состоится "23" декабря 2010 года в 14.00 час. на заседании диссертационного совета Д 212.004.04 Алтайского государственного технического университета им. И.И. Ползунова по адресу: 656038, г. Барнаул, пр. Ленина, 46.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Алтайского государственного технического университета им. И.И. Ползунова.

Автореферат разослан "19" ноября 2010 г.

Ученый секретарь диссертационного совета, кандидат физико-математических наук

Романенко В.В.

Примечание: отзывы на автореферат, заверенные печатью организаций, просим присылать в 2-х экземплярах на адрес университета.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Специфика свойств как крупнозернистых, так и нанокристаллических материалов определяется наличием в них границ зерен. Что касается атомной структуры границ зерен в поликристаллах, то ее исследования ведутся уже более ста лет и накоплен богатый экспериментальный материал. Методами электронной и ионной микроскопии, рентгеновской дифракции было установлено, что граница не является бесструктурной и ее «ширина» достигает нескольких межатомных расстояний. Кроме того, было выявлено периодическое строение не только специальных границ, но и границ зерен общего типа [1]. Однако нанокристаллические материалы обладают чрезвычайно развитыми границами раздела, что обуславливает отличие их прочностных свойств от свойств крупнозернистых поликристаллов. По этой причине изучение микроструктуры компактных нанокристаллических веществ сосредоточено, в основном, на выяснении особенностей строения межзеренных границ. К одной из таких особенностей относится ориентация плоскости границы относительно каждого из зерен. На основе данного признака выделяют симметричные и несимметричные границы зерен. При этом специальные границы зерен являются частным случаем симметричных. Материалы с высокой долей специальных границ показывают большую подверженность деформационной ползучести, появлению трещин, а также сопротивление коррозионному разрушению по сравнению с материалами, обладающими высокой долей границ общего типа [2, 3]. Кроме того, специальные границы менее склонны к образованию сегрегации, являющихся дополнительным концентратором напряжений.

Другим важным вопросом в современном материаловедении является нестабильность структуры наноматериалов, и, как следствие, нестабильность их физико-химических и физико-механических свойств. Так, при термических, радиационных, деформационных и т.п. воздействиях неизбежны рекристаллизационные, релаксационные, сегрегационные процессы, изменяющие структуру наноматериалов [4]. Все эти процессы в наибольшей степени определяются диффузией вблизи межзеренных границ. Изучение механизмов атомной перестройки, происходящей на границах зерен различного типа при термических и деформационных воздействиях, необходимо для улучшения уже существующих и разработки новых методов создания материалов с заданными свойствами. Особенную важность это приобретает в настоящее время в связи с внедрением приемов программного создания и упрочнения материалов [5].

Достаточно подробно была изучена перестройка атомной структуры несимметричных границ зерен при температурно-силовых воздействиях в ряде ГЦК металлов и упорядоченных сплавов [6-8]. Среди них рассматривался интерметаллид №3А1, обладающий уникальным свойством положительной температурной зависимости предела текучести и имеющий огромные перспективы в качестве основы для суперсплавов в авиационно-космической промышленности. В связи с этим представляется актуальным продолжить начатые ранее исследования по выявлению особенностей атомной структуры межзеренных границ различного типа в перспективном интерметаллическом соединении №3А1.

Цель настоящей работы заключается в изучении методом молекулярной динамики механизмов атомной перестройки вблизи симметричных границ зерен

наклона в сплаве №3А1 при температурно-силовых воздействиях и сравнении их с механизмами, действующими вблизи несимметричных границ зерен в том же сплаве.

Для достижения цели диссертационной работы были поставлены следующие задачи.

1. Построить трехмерную молекулярно-динамическую модель для исследования на атомном уровне структуры симметричных границ зерен с различными углами и ориентациями осей наклона.

2. Изучить атомные смещения вблизи симметричных границ зерен в процессе низкотемпературной динамической релаксации.

3. Вычислить энергии активации механизмов диффузии вблизи симметричных границ зерен наклона <111>и<100>.

4. Выявить вклад вакансионного механизма в процессы диффузии вблизи симметричных границ зерен в сплаве №3А1.

5. Установить механизмы диффузии, влияющие на структурную перестройку сплава №эА1 с симметричными границами зерен в условиях одноосных деформаций сжатия и растяжения.

6. Определить изменение концентрации атомов с ГЦК топологией ближайших соседей при термоактивации и деформации сплава №3А1 с симметричными границами зерен и установить топологии ближайших соседей атомов в образующихся дефектных областях.

Научная новизна диссертационной работы заключается в том, что на примере упорядоченного сплава №3А1 с симметричными границами зерен наклона впервые изучено влияние атомной структуры на процесс зернограничной диффузии в интервалах низких, средних и высоких температур. На основании результатов молекулярно-динамических экспериментов предложено описание трех линейных участков на графиках зависимости Аррениуса, отвечающих активации определенного механизма диффузии. Выявлен процесс накопления атомов № в области межзеренной границы в процессе низкотемпературной динамической релаксации. Проведен сравнительный анализ механизмов диффузии вблизи симметричных и несимметричных границ зерен. Подробно исследованы структурные трансформации сплава №3А1 с симметричными границами с учетом топологии ближайших соседей при нагреве и деформации.

Научная и практическая ценность диссертационной работы заключается в том, что результаты расчетов могут быть использованы для исследования процессов, происходящих на межзеренных поверхностях, образованных симметрично разориентированными кристаллитами. Полученная атомная структура симметричных границ зерен может быть использована для анализа электронномикроскопических изображений высокого разрешения. Поведение атомов в приграничной области в условиях температурно-силовых воздействий может быть учтено при программном упрочнении материалов.

На защиту выносятся положения.

1. В сплаве №3А1 тип межзеренной границы не влияет на протекание основных механизмов диффузии, т.е. вблизи симметричных и несимметричных границ зерен атомные механизмы диффузии одинаковы.

2. Активация определенного механизма диффузии вблизи симметричных границ зерен наклона в сплаве №3А1 зависит от температуры сплава, угла разориентации зерен и ориентации оси наклона.

3. Основной вклад в нарушение ближнего порядка при нагреве и деформации вносится атомами №.

4. Трансформации структуры сплава №3А1 с симметричными границами зерен при деформации обусловлены образованием локальных областей с ГПУ топологией ближайших соседей атомов и областей, в которых число ближайших соседей атомов меньше двенадцати.

Апробация работы. Основные результаты диссертационной работы доложены на региональных, российских и международных конференциях и симпозиумах: X Международной школе-семинаре «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах» (Бийск, Россия, 8-12 сентября 2008 г.); V Международной научно-технической школе-конференции «Молодые ученые науке, технологиям и профессиональному образованию» (Москва, Россия, 10-13 ноября 2008 г.); IX Молодежной школе-семинаре по проблемам физики конденсированного состояния вещества «СПФКС-9» (Екатеринбург, Россия, 17-23 ноября 2008 г.); Всероссийской конференции студентов, аспирантов и молодых ученых «Наука. Технологии. Инновации-2008» (Новосибирск, Россия, 4-7 декабря 2008 г.); Первой международной школе-семинаре по фундаментальным проблемам микро- и наносистемной техники «МЫ8Т'2008» (Новосибирск, Россия, 10-13 декабря 2008 г.); Первой региональной научно-практической конференции «Наноиндустрия Алтая 2009» (Бийск, Россия, 26 марта 2009 г.); XV Всероссийской научной конференции студентов-физиков и молодых ученых «ВНКСФ-15» (Кемерово-Томск, Россия, 26 марта-2 апреля 2009 г.); VI Всероссийской научно-технической конференции студентов, аспирантов и молодых ученых «Наука и молодежь-2009» (Барнаул, Россия, 23 апреля 2009 г.); XV Международной научно-практической конференции студентов и молодых ученых «Современная техника и технологии-2009» (Томск, Россия, 4-8 мая 2009 г.); Международном симпозиуме «Перспективные материалы и технологии» (Витебск, Беларусь, 25-29 мая 2009 г.); XVII Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов» (Самара, Россия, 23-25 июня 2009 г.); Международной конференции по физической мезомеханике, компьютерному моделированию и разработке новых материалов (Томск, Россия, 7-11 сентября 2009 г.); Всероссийской конференции с элементами научной школы для молодежи «Новые материалы. Создание, структура, свойства - 2009» (Томск, Россия, 8-11 сентября 2009 г.); VI Международной научной школе-конференции «Фундаментальное и прикладное материаловедение» (Барнаул, Россия, 16—18 сентября 2009 г.); Третьей международной конференции «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов-2009» (Москва, Россия, 12-15 октября 2009 г.); Всероссийской научно-технической конференции с международным участием «Ультрадисперсные порошки, наноструктуры, материалы» (Красноярск, Россия, 15-16 октября 2009 г.); Всероссийской студенческой конференции молодых ученых «Наука. Технологии. Инновации-2009» (Новосибирск, Россия, 4-5 декабря 2009 г.); Научно-практической конференции «Современные направления теоретических и прикладных исследований'2010» (Одесса, Украина, 15-26 марта 2010 г.); V (XXXVII) Международной научно-практической конференции «Образование, наука, инновации - вклад молодых исследователей» (Кемерово, Россия, 19-24 апреля 2010 г.); I Всероссийской конференции студентов, аспирантов и молодых ученых по физике (Владивосток, Россия, 12-14 мая 2010 г.); V Международной конференции с элементами школы для молодежи «Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений-2010» (Тамбов, Россия, 21-26 июня 2010 г.); XI

Международной школе-семинаре «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах» (Бийск, Россия, 6-10 сентября 2010 г.); Международной школе-конференции «Ультрамелкозернистые и наноструктурные материалы-2010» (Уфа, Россия, 11-15 октября 2010 г.); VI Международной конференции «Прочность и разрушение конструкций» (Оренбург, Россия, 20-22 октября 2010 г.).

Публикации. Результаты работы опубликованы в 21 статье, четыре из которых в журналах, включенных в список ВАК Минобрнауки РФ для публикации материалов диссертационных работ, и в 5 тезисах докладов.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения и списка литературы из 237 наименований. Работа изложена на 236 страницах машинописного текста, содержит 14 таблиц и 82 рисунка.

Работа выполнена при финансовой поддержке гранта РФФИ № 09-08-00695-а

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обосновывается актуальность, практическая значимость и научная новизна выбранного направления исследований. Поставлена цель диссертационной работы и сформулированы задачи, необходимые для ее достижения. Представлены защищаемые положения и краткое содержание работы по главам.

В первой главе дается обзор представлений о строении межзеренных границ различного типа и их влиянии на прочность металлов и сплавов. В первом разделе главы подробно рассмотрены модели границ зерен: аморфной прослойки, дислокационные и решетки совпадающих узлов.

Во втором разделе рассматривается деформационное поведение материалов, содержащих границы зерен различного типа. Интерес к данной проблеме вызван отличием поведения мелкозернистых и крупнозернистых материалов в условиях пластической деформации. Поскольку в мелкозернистых материалах на долю межзеренных границ приходится более 50% атомов всего объема, то высока вероятность наличия в таких материалах наборов границ зерен с произвольными ориентациями плоскости границы относительно зерен. Также обсуждаются некоторые результаты исследования зернограничного проскальзывания (ЗГП) и внутризеренного скольжения (ВЗС) как основных механизмов пластической деформации. Отмечено, что трудности в исследовании микромеханизмов ЗГП и ВЗС могут быть устранены при применении компьютерного эксперимента.

В третьем разделе главы рассматриваются этапы становления теории зернограничной диффузии. Описываются результаты экспериментальных исследований, показывающих значительные отличия коэффициентов диффузии в объеме зерен и на их границах. Рассмотрены механизмы диффузии, выявленные вблизи несимметричных границ зерен при проведении молекулярно-динамических экспериментов в работе [7].

Четвертый раздел главы касается вопросов применения методов компьютерного моделирования в физике конденсированных сред. Приводятся основные достоинства и недостатки наиболее популярных методов моделирования. Обосновывается выбор метода молекулярной динамики для проведения экспериментов в рамках диссертационной работы. В основе метода молекулярной динамики лежит описание поведения заданной совокупности атомов системой обыкновенных дифференциальных уравнений движения Ньютона. Решение системы

уравнений осуществляется посредством численного интегрирования дифференциальных уравнений. Температура расчетной ячейки задается через начальные скорости атомов согласно распределению Максвелла, при этом начальные скорости атомов принимаются равными по абсолютной величине, но произвольными по направлениям. Полная кинетическая энергия должна соответствовать заданной температуре, а суммарный импульс расчетной ячейки быть равным нулю.

Во второй главе описываются этапы построения компьютерной модели сплава №3А1 с симметричными границами зерен, применяемой при проведении молекулярно-динамических экспериментов. При построении компьютерной модели необходимо учитывать реалистичность потенциала межатомных взаимодействий производительность машинных расчетов, погрешность вычислений, а также наглядность применяемых визуализаторов атомной структуры.

В первом разделе главы обосновывается выбор потенциальных функций для описания межатомных взаимодействий в модельном расчетном блоке №3А1 с симметричными границами зерен. Основной проблемой при выборе закона межатомных взаимодействий является сочетание достоверности получаемых результатов и простоты потенциальной функции, от которой напрямую зависит скорость производимых вычислений. Считается, что использование более простых парных эмпирических потенциалов не дает достоверных результатов в применении к металлическим системам. Для оценки надежности получаемых результатов в настоящей работе проведено две серии компьютерных экспериментов. В первой серии экспериментов межатомные взаимодействия в расчетном блоке задавались парным центральным потенциалом Морза:

где Dп., OLtx, Paz - параметры потенциала, определяющие взаимодействие между атомами сортов KviL,r- расстояние между атомами.

Во второй серии экспериментов межатомные взаимодействия описывались при помощи многочастичного tight-binding потенциала Кпери-Розато, согласно которому потенциальная энергия кристалла Е равна [9]:

здесь первое слагаемое представляет собой функцию от электронной плотности компонент, а второе слагаемое - ион-ионное отталкивание Борна-Майера. Здесь РФ Аф Ч'Ф и г0о/1 - параметры потенциала. Индексы а и /? относятся к атомам разных сортов.

В следующем разделе описаны основные этапы процесса моделирования симметричных границ зерен в расчетном блоке сплава №3А1. Для сопоставления результатов настоящей работы с результатами, полученными при моделировании несимметричных границ зерен, в расчетном блоке задавались углы разориентации зерен 7°, 16° и 22°. Такие же значения углов разориентации принимались в работе [7] при моделировании несимметричных границ зерен с осями наклона <111> и <100> в интерметаллиде №3А1.

В четвертом разделе главы описаны основные визуализаторы, используемые в работе. На всех этапах исследования использовался визуализатор атомных смещений, позволяющий определять положения атомов относительно начального положения в

(1)

(2)

любой момент времени. При помощи данного визуализатора установлены основные механизмы диффузии вблизи симметричных границ зерен, направления движения атомов в процессе ЗГП и ВЗС при деформации. Для описания атомной структуры зернограничных дислокаций (ЗГД) эффективным оказался визуализатор распределения атомов по потенциальным энергиям, позволяющий отображать только атомы с максимальной энергией. Кроме того, при исследовании использовались визуализаторы ближнего порядка, топологии ближайших соседей, диаграммы разориентации по кластерам.

В последнем разделе данной главы приводятся основные формулы для вычисления количественных характеристик процесса диффузии. Как правило, количественная оценка процесса диффузии производится с использованием трех численных параметров входящих в уравнение Аррениуса (3). Уравнение (3) показывает, что к таким численным параметрам относятся коэффициент диффузии Д энергия активации Е и предэкспоненциальный множитель Дь

/? = .£>„• е'кТ (3)

где к - постоянная Больцмана. Продолжительность молекулярно-динамических экспериментов для нахождения коэффициентов диффузии составляла 0,05-0,1 не при заданной температуре, которая поддерживалась постоянной при помощи термостатирования.

В третьей главе изучаются механизмы зернограничной диффузии с учетом атомной структуры симметричных границ зерен в интерметаллиде №зА1.

В настоящей работе принято следующее обозначение границ зерен [10]: сначала указывается угол разориентации зерен в градусах, затем кристаллографическое направление оси наклона. Например, запись 7°<100> означает границу, образованную разворотом зерен на 7° вокруг общего кристаллографического направления <100>.

Для приведения расчетного блока в состояние с минимальной энергией проводилась низкотемпературная динамическая релаксация. В первой части главы исследуются атомные смещения при сопряжении зерен в процессе релаксации. Атомы при сопряжении зерен смещаются равномерно относительно плоскости границы, без образования вихревых атомных смещений, выявленных в рабоге [7] вблизи несимметричных границ зерен. В ходе низкотемпературной динамической релаксации формируется атомная структура симметричных границ зерен.

Во второй части главы описываются атомные структуры симметричных границ зерен типа <111> и <100> с углами разориентации 7°, 16°, 22° в сплаве №3А1. Показано, что основным элементом атомной структуры границ зерен обоих типов являются зернограничные дислокации. На границах <100> зернограничные дислокации находятся в 2-х конфигурациях: вершинных и единичных краевых дислокаций. За счет этого плотность их на границах типа <100> выше, чем на границах <111>. В структуре симметричных границ зерен типа <111> образуются 60°-е вершинные дислокации. Важным элементом в структуре малоугловых границ <100> являются антифазные границы (АФГ) 1А <110> {100} термического и сдвигового типов. Если в атомной структуре несимметричных границ зерен происходило чередование АФГ термического типа с прослойками идеальной упаковки атомов, то на симметричных границах зерен чередуются АФГ термического типа из атомов подрешеток № и А1. В атомной структуре границ зерен <111> внедренные атомы А1 образуют краудионы, кроме того, с увеличением угла

разориентации зерен появляется тенденция к накоплению атомов N1 в приграничной области. Наибольшие отличия в структуре границ зерен <111> и <100> выявлены при углах разориентации кристаллитов 0=7°. При значениях угла 0>16° происходит перекрытие полей напряжений соседних ЗГД и граница выглядит как единый дефект. Атомная структура границ 7°<100> и 7°<111> показана на рис. 1 и рис. 2 соответственно.

Ч

г®-

а) б) в)

Рис.1. Атомная структура симметричной границы зерен 7°<100> в сплаве №3А1: а) подрешетка А1; б) подрешетка в) сверхструктура Ы2.

1) зернограничные вакансии; 2) внедренные атомы №; 3) зернограничные дислокации различных конфигураций; 4) АФГ '/г <110> {100} сдвигового типа; 5) АФГ 'Л <110> {100} термического типа. Условные обозначения: атомы А1, • - атомы N1.

Рис.2. Атомная структура симметричной границы зерен 7°<111> в сплаве №3А1: а) подрешетка А1; б) подрешетка в) сверхструктура

1) зернограничные вакансии; 2) внедренные атомы N1; 3) внедренные атомы А1, образовавшие краудионы; 4) вершинные зернограничные дислокации. Условные обозначения: •- атомы А1, • - атомы №.

Вероятность возникновения механизмов диффузии во многом зависит от геометрической структуры ЗГД, в частности, от наличия на них ступенек. С увеличением температуры наблюдается перестройка в структуре ЗГД, связанная с изменением расстояния между ступеньками и их конфигурации. Плотность ступенек на ЗГД в структуре границ <100> выше, по сравнению с ЗГД в структуре границ <111>. Атомы А1, в основном, играют роль при достройке ступенек на ЗГД, образованных преимущественно атомами №. При уширении ступенек и их

перестройке, в результате нагрева сплава, создаются условия для возникновения определенных механизмов диффузии.

В третьей части главы исследуются механизмы диффузии в монокристаллах №3А1 с 1, 8 и 12 внедренными вакансиями. Данные эксперименты проводились с целью оценки вклада вакансионного механизма в процесс диффузии вблизи симметричных границ зерен. На графиках зависимости Ьп(Л) от Т выявлены три линейных участка. Температура, при которой происходит переход от одного линейного участка к другому, соответствует активации определенного механизма диффузии. Переход от первого линейного участка ко второму для всех рассмотренных монокристаллов №3А1 с вакансиями возникает при Т=400 К. При данной температуре начинает действовать первый механизм диффузии, заключающийся в элементарных актах миграции вакансий. При более высоких температурах, отвечающих второму изгибу на графиках зависимости Ьп(0) от Т1, становятся возможными циклические перестановки атомов по треугольнику ближайших соседей и миграции вакансий на расстояния много большие межатомных. В процессе миграции вакансий образуются локальные области нарушения сверхструктурного порядка, обусловленные точечными дефектами замещения. В таблице 1 представлены вычисленные значения энергии активации каждого из механизмов диффузии в монокристалле №3А1.

Таблица 1

Энергии активации диффузии атомов № и А1 в монокристалле сплава

Ni3Al с различным числом внедренных вакансий

Тип расчетного блока Температурный интервал 0,эВ

Элемент сплава

Ni Al

Чистый монокристалл - 0,1239 0,1260

Монокристалл с 1 вакансией Т < 400К 0,0069 0,0048

400К < Т < 1200К 0,1089 0,1312

Т > 1200К 0,9978 1,2902

Монокристалл с 8 вакансиями Т < 400К 0,0101 0,0081

400К<Т< 1000К 0,1074 0,0996

Т > 1000К 0,9661 0,9232

Монокристалл с 12 вакансиями Т < 400К 0,0083 0,0083

400К < Т < 900К. 0,0965 0,1275

Т > 900К 0,9868 0,9689

В четвертом разделе главы исследовались механизмы диффузии вблизи симметричных границ зерен в сплаве №3А1. На основании полученных результатов произведен сравнительный анализ механизмов диффузии вблизи симметричных и несимметричных границ зерен. На графиках зависимости Ьп(Л) от Г1, построенных для бикристаллов №3А1 с симметричными границами зерен, также как и для монокристаллов №3А1 с вакансиями, выявлены три линейных участка (рис. 3). Единичные акты миграции вакансий вблизи ядер ЗГД возникают уже при температурах Т=100-200К. Энергия активации миграции вакансий вблизи симметричных границ зерен более чем в 10 раз меньше, по сравнению с монокристаллами №3А1. Таким образом, в интервале низких температур вакансионный механизм является доминантным механизмом зернограничной диффузии.

1 2 Э 4 5 6 7

Т ,10 К

10 11 12

1 Ь\ф)

7°<111>

■А1

т'.ш'к'

2 3 4 5 6 7 В 9 10 11 12

чи<ф)

■А1

2 3 4 5 6 7 в 9 10 11 12

1пф)

7°<100>

. №

■ А1

г'./оУ_

I 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 (2

Ьф)

■ А1

16°<111>

типк.

2 3 4 5 6 7 а 9 10 11 12

1 ЩО)

= А1

16°<100>

т[ю к

1 2 3 Л 5 6 7 8 9 10 11 12

¿п(О)

>14] ■А1

22°<111>

22°<Ю0>

Рис.3. Графики зависимости Ьпф) от Т1 для сплава Ы13А1 с симметричными границами зерен наклона.

Так же как и в сплаве №зА1 с несимметричными границами зерен, в настоящей работе выявлены три основных механизма диффузии вблизи симметричных границ зерен: а) миграция атомов вдоль ядер ЗГД; б) циклические перестановки 3-5 атомов в области ядер ЗГД; в) образование цепочек смещенных атомов от ядра одной дислокации к ядру другой. Активация каждого из этих

механизмов происходит в определенном интервале температур. Энергии активации механизмов диффузии на соответствующих температурных интервалах представлены в таблицах 2 и 3. Первый изгиб на зависимости Аррениуса означает активацию механизма миграции атомов вдоль ядер ЗГД. В такой миграции участвуют 3-4 атома одновременно и их перемещения затрагивают три атомные плоскости. Механизм циклической перестановки атомов возникает при температурах 600-700К, в зависимости от значения угла разориентации зерен.

Таблица 2

Энергии активации диффузии атомов № и А1 в сплаве №3А1 вблизи

симметричных границ зерен наклона <111>

Потенциал Клери-Розато Потенциал Морза

Температурный интервал 0, эВ Температурный интервал 0,эВ

N1 А1 № А1

7 Т<400К 0,0184 0,0098 №: Т<500К А1: Т<600 0,0080 0,0101

400К<Т<1200К 0,2041 0,2405 №: 500К< Т <1200К А1: 600К< Т <1300К 0,1457 0,1713

Т>1200К 1,0398 0,9177 Т>1200К Т>1300К 0,9580 1,1892

16 Т<400К 0,0065 0,0049 Т<400К 0,0175 0,0166

400К< Т <900К 0,1060 0,1093 400К< Т <1200К 0,1626 0,1613

Т>900К 0,9144 0,9107 Т>1200К 1,0354 1,0809

22 Т<400К 0,0163 0,0161 Т<400К 0,0265 0,0237

144: 400К< Т <900К А1: 400К<Т<1000К 0,2145 0,2195 400К<Т<1100К 0,1341 0,1379

Т>900К А1: Т>1000К 0,7854 0,9412 Т>1100К 0,8971 0,9514

Таблица 3

Энергии активации диффузии атомов № и А1 в сплаве №3А1 вблизи _симметричных границ зерен наклона <100>_

Потенциал Кпери-Розато Потенциал Морза

Температурный интервал О, эВ Температурный интервал 0,эВ

N1 А1 N1 А1

7 Т<800К 0,0107 0,0093 Т<400К 0,0106 0,0106

800К< Т <1200К 0,1423 0,1438 400К < Т < 1200К 0,0618 0,0627

Т>1200К 0,3303 0,2989 Т >1200К 0,7575 0,7534

16 Т<500К 0,0062 0,0088 Т<500К 0,0031 0,0009

500К< Т <900К 0,1192 0,1231 500К < Т < 900К. 0,2323 0,2436

Т>900К 0,6985 0,6716 Т >900К 0,5507 0,5918

22 Т<500К 0,0053 0,0055 Т<500К 0,0135 0,0118

500К< Т <1000К 0,1658 0,1681 500К < Т < 900К 0,2134 0,2276

Т>1000К 0,6245 0,5883 Т >900К 0,5998 0,5951

На втором линейном участке, вблизи границ зерен <100>, механизм циклической перестановки атомов является доминирующим среди всех остальных механизмов за

счет более высокой плотности ступенек на ЗГД. В расчетных блоках №3А1 с симметричными границами <100> выявлено до 7 циклов, происходящих одновременно, вблизи нескольких ЗГД. Второй изгиб на зависимости Аррениуса соответствует активации механизма цепочек смещенных атомов между соседними ЗГД. Для инициации данного механизма требуются наибольшие температуры, способные обеспечить перекрытие полей напряжений соседних дислокаций.

Как правило, второму линейному участку на графиках зависимости Ьп(й) от Т1 соответствует активация первого и второго механизмов диффузии. Исключение составляет расчетный блок сплава №3А1 с границей зерен 7°<100>. За счет высокой доли АФГ термического типа в структуре границы, первый изгиб на зависимостях соответствует температуре в два раза большей, чем для расчетных блоков с другими значениями угла разориентации и оси наклона. Первый и второй механизм диффузии в данном случае локализованы между вершинными ЗГД и полосками АФГ.

С увеличением угла разориентации зерен температура, необходимая для инициации третьего механизма диффузии, уменьшается. Вблизи симметричных границ зерен с углами 8=16° и 0=22° при Т=500-600 К возникает механизм диффузии, который не был выявлен при исследовании несимметричных границ зерен. При чередовании участков высоких и низких энергий, возникающих в области перекрытия ядер ЗГД, возникают парные смещения атомных рядов лежащих на линии нового ядра в направлении перпендикулярном этой линии.

При температурах близких к плавлению происходит интенсификация всех механизмов диффузии вблизи межзеренной границы, и, как следствие, ее аморфизация. На симметричных границах с 0=7° плавление имеет локальный очаговый характер и не охватывает всю межзеренную границу. С увеличением угла разориентации зерен от 7° до 22° температура, при которой начинается процесс аморфизации уменьшается от 1600 К до 1200 К.

Значения энергии активации механизмов диффузии, вычисленные в рамках данной работы, находятся в пределах интервалов экспериментальных данных. В [11, 12] приводятся данные для энергии активации диффузии в поликристалле №: 1,131,36 эВ. В [13] энергии активации диффузии по границам зерен для поликристаллических никеля и алюминия составляют: № - 1,19 эВ, А1 - 0,86 эВ. Энергия активации по дислокационным трубкам в поликристаллическом никеле и алюминии согласно [13]: № - 1,7 эВ, А1 - 0,8 эВ. Сравнение таблиц 1, 2 и 3 показывает, что в основе всех трех механизмов зернограничной диффузии лежит процесс миграции вакансий. Низкие значения энергии активации механизмов диффузии вблизи границ зерен обусловлены локализацией свободного объема в области ЗГД.

В заключительном разделе главы исследуется процесс нарушения ближнего порядка в результате нагрева сплава №3А1 с симметричными границами зерен. Для этого вычисляется значение параметра ближнего порядка а на первой координационной сфере в объеме расчетного блока и в приграничной области. Ширина приграничной области в расчетах принимается равной 2 нм. Погрешность в вычислении параметра ближнего порядка составляет 5% от параметра решетки. Анализ графиков зависимости а(Т) показывает, что изменение параметра ближнего порядка в объеме расчетного блока варьируется от -0,35 до -0,25. Как видно, величина 0=-О,33, характеризующая идеальный порядок упаковки атомов компонент сверхструктуры ЬЬ, находится в рамках данного интервала. Наибольшее отклонение параметра ближнего порядка (о=-0,2) от идеального значения обнаружено при

температуре 1700 К и вызвано расширением границы зерен в процессе аморфизации. Из графиков зависимости а(Т) видно, что основной вклад в нарушение ближнего порядка вносят атомы N1. Однако при увеличении температуры до 1600-1700 К вклад атомов № и А1 становится равноценным. Внутри зерен значение а остается отрицательным на всем интервале температур. Таким образом, построенная модель показывает хорошую выполнимость основного свойства интерметаллидов сохранять ближний порядок вплоть до температуры плавления. Вблизи границ <111> происходит рост величины а с увеличением угла разориентации. При 0=22° наблюдается ближнее расслоение по подрешеткам атомов N1 в области границы, т.е. окружение атомов № атомами №. Ближний порядок для подрешеток атомов А1 значительным образом не меняется, поскольку их ближайшее окружение составляют атомы N1, так же как в сверхструктуре Ы2 ГЦК решетки сплава №3А1.

Сравнение графиков зависимости а(Т) для симметричных и несимметричных границ зерен в сплаве №3А1 показывает, что при нагреве вблизи симметричных границ ближний порядок нарушается в 2-3 раза интенсивнее, чем вблизи несимметричных границ при прочих равных условиях. Степень нарушения определяется из соотношения величины о при каждом значении температуры.

В четвертой главе приводятся результаты экспериментов по исследованию процессов диффузии в сплаве №3А1 с симметричными границами зерен в условиях одноосных деформаций сжатия и растяжения. Для того, чтобы определить изменение интенсивности диффузии атомов при деформировании расчетного блока, строились графики зависимости коэффициентов диффузии от величины и направления одноосной деформации Б(е). Анализ графиков зависимости й(с) показывает, что деформирование расчетного блока происходит в три этапа: пластическая деформация сжатия, упругая деформация, пластическая деформация растяжения. Для расчетного блока №3А1 с симметричными границами зерен <111> каждая из этих трех стадий отчетливо проявляется на графиках зависимости О(е), в то время как для блоков с границами зерен <100> выделить некоторые из стадий проблематично.

В первом разделе главы изучаются механизмы диффузии вблизи симметричных границ зерен при упругой деформации. Из графиков зависимости й(е) определены интервалы упругих деформаций в сплаве №3А1 с симметричными границами зерен при различных углах разориентации зерен и ориентациях оси наклона. Результаты представлены в таблице 4.

Таблица 4.

Интервалы упругой деформации в №3А1 с симметричными границами зерен наклона при различных углах разориентации зерен 0, ориентациях оси наклона границы и

направлениях одноосной деформации

Направление одноосной деформации Значение угла 0, °

1 16 22

<111> <100> <111> <100> <111> <100>

е„ % -10-2 -8-6 -5-2 -8-2 -10-2 -6-6

е„ % -4-5 -4-8 -4-4 -4-6 -6-5 -5-8

Ег, % -5-5 -7-7 -6-5 -6-4 -5-5 -8-8

На этапе упругих деформаций в расчетном блоке происходит интенсификация основных механизмов диффузии рассмотренных выше. На стыке областей упругих и пластических деформаций выделить каждый из механизмов диффузии в отдельности затруднительно. Отличия атомного строения границ зерен <111> и <100> оказывают

влияние на поведение графиков зависимости 0(е) в области упругих деформаций. Так, для блоков №3А1 с границами зерен <111> эта область является прямолинейной, строго параллельной оси X, тогда как для блоков с границами зерен <100> происходит постепенный рост коэффициентов диффузии при увеличении степени деформации.

Изменение ширины области упругих деформаций с увеличением угла разориентации зерен немонотонное. С увеличением угла разориентации от 7° до 16° происходит сужение данной области, а при 22° вновь расширение, как правило, в сторону деформации сжатия. Похожая немонотонность зависимости ширины области упругих деформаций от угла разориентации кристаллитов была выявлена ранее, в молекулярно-динамических экспериментах, проведенных для сплава №3А1 с несимметричными границами зерен. В целом, для сплава МзА] с симметричными границами зерен наклона ширина области упругих деформаций больше, чем для того же сплава с несимметричными границами зерен.

Вторая часть данной главы посвящена изучению основных закономерностей поведения сплава №3А1 с симметричными границами зерен в условиях пластических деформаций сжатия и растяжения. Анализ деформированных расчетных блоков, проведенный при помощи визуализаторов атомных смещений и распределения потенциальной энергии, показывает, что переход к стадиям пластических деформаций сопровождается увеличением интенсивности и усложнением механизмов диффузии, по сравнению с областью упругих деформаций. Одновременно с увеличением интенсивности трех основных механизмов диффузии, вблизи симметричных границ зерен возникают коллективные смещения атомов, вызывающие взаимное смещение зерен - ЗГП. Особенностью ЗГП вблизи симметричных границ является преимущественное направление атомных смещений вдоль кристаллографических осей <111> и <100> (при соответствующей оси наклона границы) практически при любых направлениях одноосной деформации.

Атомные смещения при ЗГП, в процессе деформации расчетного блока, инициируют ВЗС. Одним из основных механизмов ВЗС при пластической деформации является движение расщепленных ЗГД. На границах зерен <111> при одноосной деформации сжатия происходит перекрытие полей напряжений соседних ЗГД. При перекрытии полей напряжений энергия ЗГД увеличивается, что приводит к их расщеплению. При расщеплении образуются дислокации с меньшим вектором Бюргерса, которые скользят вглубь зерен в плотноупакованных плоскостях (рис. 4а). Скольжение дислокации происходит с образованием нестабильного комплексного дефекта упаковки (КДУ), исчезающего после прохождения следующей расщепленной дислокации.

В отличие от бикристаллов №3А1 с границами зерен <111>, расщепление ЗГД в структуре границ зерен <100> может происходить не только при пластической деформации сжатия, но и при растяжении. Так, в расчетном блоке №3А1 с симметричной границей зерен 7°<100> при е2>12% происходит расщепление ЗГД на дислокации с вектором Бюргерса меньшим, чем у исходных ЗГД. При скольжении расщепленных дислокаций возникает дополнительный механизм диффузии в виде цепочек смещенных атомов между движущимися расщепленными дислокациями и между исходными и расщепленными (рис. 46).

Перекрытие полей напряжений соседних ЗГД в большеугловых границах велико даже в отсутствии внешних воздействий. При одноосной деформации сжатия вдоль оси Ъ перекрытие полей напряжений соседних ЗГД достигает критического

значения и вызывает одновременное расщепление большого числа дислокаций. При значениях деформации сжатия е2<-10% число испущенных дислокаций достигает такого количества, что выявить одну из них как отдельный структурный дефект становится невозможно. При скольжении в расчетном блоке они взаимодействуют друг с другом, изменяя тем самым плоскости скольжения. Одновременное скольжение большого числа дислокаций приводит к разбиению расчетного блока на мелкие кристаллические кластеры.

Рис. 4. Расщепление дислокаций и их движение вглубь зерен: а) с границы 7°<111> при одноосной деформации сжатия ех=-8%; стрелками показано направление смещения атомов, б) с границы 7°<100> при одноосной деформации растяжения е^ = 12%. показаны цепочки смещенных атомов между движущимися расщепленными дислокациями и между исходной и расщепленной.

1, 2, 3 исходные ЗГД. 12', 3' дислокации, образовавшиеся после расщепления. Ь[ вектор Бюргерса ЗГД после расщепления.

Процесс пластической деформации растяжения сплава №3А1 с малоугловыми симметричными границами зерен <111> вдоль осей X и У имеет одинаковые внешние проявления. Одноосная деформация растяжения б>5% вдоль осей X и У приводит к образованию поры в области границы. По мере повышения нагрузки линейные размеры поры увеличиваются, вплоть до разрушения расчетного блока (рис. 5). На границах зерен с углами разориентации 16° и 22° поры образуются также при деформации растяжения вдоль оси Ъ.

Процессы в расчетном блоке №3А1 с симметричной границей 7°<111> при деформации растяжения вдоль оси Ъ качественно отличаются. Зернограничное проскальзывание в направлениях типа <111> инициирует внутри зерен коллективные атомные смещения - ВЗС. За счет коллективного смещения блоков атомов происходит формирование областей деформационных субструктур, как следствие, исчезают исходные структуры расчетного блока и межзеренной границы. Формирование деформационных субструктур является одним из возможных механизмов упрочнения рассматриваемого сплава.

Ь,= 1[П0]

Ь,= 1(010]

а)

б)

а) б) в)

Рис. 5. Образование поры и ее рост на границе 22°<111> при одноосной деформации растяжения ег: а) размер поры при е2 = 7%; б) размер поры при е2 = 10%; в) направления атомных смещений вблизи поры при ЗГП и ВЗС.

Атомные смещения при ЗГП вблизи симметричных границ зерен <100> имеют явно выраженный вихревой характер. Из рис. 6 видно, что «вихри» сосредоточены между ядрами соседних ЗГД. Подобный характер атомных смещений наблюдался ранее в работе [14] при рассмотрении сдвиговых деформаций. Считается, что образование вихревых атомных смещений является результатом несоразмерности деформаций, имеющей место на границах зерен. Гипотетически, подобные атомные смещения могут являться механизмом высокоскоростного перемещения межзеренной границы. Данный механизм требует более детального и обширного изучения в материалах с различными конфигурациями межзеренных границ.

Рис. 6. Зернограничное проскальзывание вблизи симметричной границы зерен 7°<100> при одноосной деформации сжатия е* = -7%. Стрелками показан вихревой характер атомных смещений. Смещения атомов меньше 1 А не отображаются. Выделены ЗГД, обладающие более высокими энергиями, чем остальные атомы.

В третьей части главы исследуется изменение состояния упорядоченности сплава 1Ч1зА1 с симметричными границами зерен в процессе одноосных деформаций сжатия и растяжения. Изучение подобных процессов представляется актуальным, поскольку, влияя на степень порядка, можно активизировать одни механизмы пластической деформации и затруднять возникновение других. Для выявления основных аспектов процесса разупорядочения в исследуемом расчетном блоке №3А1 с симметричными границами зерен строились графики зависимости параметра ближнего порядка от величины и направления одноосной деформации а(е). В процессе молекулярно-динамических экспериментов изменялась величина и направление деформации, в то время как температура поддерживалась постоянной, равной 0,6-Тт. Анализ полученных графиков зависимости п(е) показывает, что в области упругих деформаций параметр о близок по величине к значению параметра ближнего порядка идеальной упаковки атомов компонент в сверхструктуре Ы2, и находится в интервале -0.4 —0.2 независимо от утла и ориентации оси наклона

границы. При переходе к области пластических деформаций происходит скачкообразное изменение параметра ближнего порядка. В процессе деформации, так же как и при нагреве расчетного блока, основной вклад в разупорядочение вносят атомы №. Однако при пластической деформации расчетных блоков разупорядочение не локализуется вблизи границы зерен, а распространяется во внутризеренные области. Разупорядочение внутри зерен происходит за счет движения расщепленных дислокаций, сопровождающегося образованием комплексных дефектов упаковки, составным элементом которых являются полосы антифазных границ. При расщеплении большого числа ЗГД, и последующего движения расщепленных дислокаций, в расчетном блоке образуются протяженные локальные области с нарушенным ближним порядком.

Пятая глава затрагивает вопросы механизмов формирования областей локальных структурных искажений в расчетном блоке №3А1 с симметричными границами зерен при температурно-силовых воздействиях. При трансформации расчетного блока образуются локальные дефектные области внутри зерен и вблизи межзеренной границы. Детальное изучение структур, образующихся дефектных областей, проведено в настоящей главе при помощи компьютерного моделирования на основе алгоритма Ван Швегенховена [15]. Данный алгоритм учитывает топологию структурных связей каждого атома с ближайшими соседями. Так, каждой паре атомов можно поставить в соответствие набор из четырех чисел: 1-е число показывает «отношения» атомов («1» атомы являются соседями, «2» не являются соседями); 2-е число задает количество общих соседей у данной пары атомов; 3-е число определяет число связей между общими соседями; 4-е число показывает количество связей в самой длинной непрерывной цепочке, которая проходит через соседние атомы данной пары. Наборы чисел, характеризующие каждый атом в идеальных ГЦК-, ГПУ- и ОЦК-структурах, представлены в таблице 5. Расчет наборов чисел для каждого атома в расчетном блоке осуществлялся программно [16]. Помимо этого, если структура дефекта не отвечала ни одному из наборов чисел в таблице 5, вычислялось число ближайших соседей каждого атома.

Таблица 5

Наборы чисел для описания топологии структурных связей ближайших ___соседей в основных структурах__

Структура ГЦК ГПУ ОЦК

Наборы чисел 12 наборов {1/4/2/1} 6 наборов {1/4/2/1} и 6 наборов {1/4/2/2} 8 наборов {1/0/0/0}

Для изучения влияния симметричных границ зерен различной конфигурации на формирование дефектных областей в сплаве №3А1 при нагреве и деформации, вычислялись концентрации атомов: а) с ГЦК топологией ближайших соседей; б) с ГПУ топологией ближайших соседей; в) с ОЦК топологией ближайших соседей; г) имеющих менее 12-ти соседей в ближайшем окружении; д) имеющих более 12-ти соседей в ближайшем окружении; е) имеющих 12 ближайших соседей из произвольно распределенных по узлам атомов N1 и А1.

В первом разделе главы изучаются трансформации структуры сплава №3А1 с симметричными границами зерен происходящие при нагреве. Для этого строились графики зависимости концентрации атомов с определенной топологией структурных связей от температуры для сплава №3А1 с границами <111> и <100> при углах разориентации зерен 7°, 16°, 22°. Следует отметить, что даже в исходных расчетных

блоках, не подвергнутых каким-либо воздействиям, концентрация атомов с ГЦК топологией ближайших соседей не достигает 100% за счет нарушения числа соседей и порядка упаковки атомов в области ЗГД. Как показывает анализ структур сплава №3А1 с границами зерен различной конфигурации и графиков зависимости п(Т), формирование локальных дефектных областей при нагреве происходит преимущественно за счет роста концентрации атомов с координационным числом меньше двенадцати. Кроме того, обнаружены области с упаковкой атомов не соответствующей сверхструктуре Ь12 сплава №3А1. Области минимальной концентрации атомов с ГЦК топологией ближайших соседей сосредоточены около границ зерен, при этом не прослеживается четкой корреляции с величиной угла разориентации. Так, в бикристалле №3А1 с симметричной границей 7°<111> уменьшение концентрации атомов с ГЦК топологией ближайших соседей начинается при температурах порядка 800-900 К. Для границ <111> с углами разориентации 7° и 16° зависимость п(Т) плавная, в то время как при значении угла 0=22° происходит скачкообразное уменьшение концентрации атомов с ГЦК топологией ближайших соседей в точке Т=1400К. В расчетном блоке с промежуточным значением угла разориентации 16° концентрация атомов с ГЦК топологией ближайших соседей имеет наибольшее значение.

Во втором разделе главы топология ближайших соседей атомов в расчетном блоке №3А1 с симметричными границами исследуется в условиях одноосных деформаций сжатия и растяжения вдоль осей X, У и Ъ. Поскольку пластическая деформация расчетного блока сопровождается ЗГП и ВЗС, образованием мелких кристаллических кластеров, то основные структурные трансформации уже не обусловлены только изменением числа ближайших соседей.

Движение расщепленных дислокаций приводит к формированию областей с ГПУ топологией ближайших соседей. Максимальная концентрация атомов с ГПУ топологией ближайших соседей выявлена в расчетных блоках с углами разориентации зерен 0=22°. В местах сопряжения плоскости скользящей дислокации и области идеального кристалла образуются полосы, в которых атомы окружены двенадцатью соседями, но при этом их распределение по узлам не соответствует сверхструктуре Ь12. При движении большого числа дислокаций, их взаимодействие приводит к увеличению протяженности таких полос за счет случайного стыкования атомов на границах кристаллических кластеров. Движущиеся расщепленные дислокации обрамляют области, в которых координационное число каждого атома меньше, чем в идеальной ГЦК решетке, что связано с перераспределением свободного объема вблизи экстраплоскости скользящей дислокации. В сплаве №3А1 с границами зерен <111> наибольшая концентрация атомов, окруженных меньше чем 12-ю соседями, выявлена при деформации растяжения вдоль оси Ъ. Их концентрация достигает до 50% от общего числа атомов при деформации растяжения е2=8%. При деформациях растяжения в направлении осей X и У концентрация таких атомов достигает 30-35% и обусловлена похожей природой механизмов ВЗС вдоль указанных осей, обусловленной коллективными перемещениями групп атомов.

Концентрация атомов, имеющих 12 ближайших соседей из произвольно распределенных по узлам атомов N1 и А1, в бикристаллах №3А1 с границами <111> меняется на 6-8% при предельных значениях деформации сжатия и растяжения. Данный тип топологии ближайших соседей является наименее вероятным при трансформации расчетного блока, вызванной одноосной деформацией. Максимальная концентрация таких атомов (около 25%) выявлена в сплаве №3А1 с границами зерен <100>, подвергнутых одноосной деформации сжатия е2=-10%.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. Основным элементом атомной структуры симметричных границ зерен в сплаве №3А1 являются вершинные зернограничные дислокации. Кроме того, в атомной структуре симметричных границ зерен имеют место другие дефекты, формирование которых зависит от угла разориенгации зерен и ориентации оси наклона границы. Так, дополнительным элементом атомной структуры симметричных границ зерен <100> являются АФГ Чг <110> {100} сдвигового и термического типов. Вблизи симметричных границ зерен <111> образуются зоны обогащенные атомами № и краудионы из атомов А1.

2. На графиках зависимости ЬпИ от обратной температуры для сплава №3А1 с симметричными границами зерен выявлены три линейных участка. Переход от одного линейного участка к другому сопровождается изгибом на графиках зависимости ЬпЭ от Т1. Точка изгиба соответствует температуре, при которой активируется определенный механизм диффузии.

3. Вблизи малоугловых симметричных границ зерен в сплаве №3А1 имеют место те же механизмы диффузии, что и вблизи несимметричных границ зерен в аналогичном сплаве. В целом для активации всех механизмов диффузии около симметричных границ зерен требуются меньшие энергии, чем для активации диффузии аналогичными механизмами вблизи несимметричных границ. Исключение составляет диффузия, реализуемая посредством цепочек смещенных атомов между ядрами ЗГД границ <111>, поскольку для ее активации вблизи симметричных границ зерен требуется более высокая энергия.

4. При нагреве сплава №3А1 с симметричными границами зерен нарушение ближнего порядка упаковки атомов локализуется вблизи плоскости границы, причем основной вклад в нарушение вносится атомами №. Около болыпеугловых границ зерен наблюдается тенденция к ближнему расслоению по подрешеткам атомов N1 В области симметричных границ зерен параметр ближнего порядка с увеличением температуры изменяется в 2-3 раза интенсивнее, чем в области несимметричных границ зерен.

5. Область упругих деформаций имеет большую ширину при деформации бикристаллов №3А1 с симметричными границами зерен, чем при деформации того же сплава с несимметричными границами.

6. В процессе ЗГП атомы смещаются преимущественно в направлениях <111> или <100>, при соответствующей оси наклона границы, независимо от направления одноосной деформации.

7. Зернограничное проскальзывание при деформации сплава №3А1 с малоугловыми симметричными границами зерен наклона <100> осуществляется посредством коллективных атомных смещений вихревого характера, и локализуются между ядрами соседних дислокаций.

8. Основным механизмом ВЗС при пластической деформации сплава №3А1 с симметричными границами зерен является скольжение расщепленных зернограничных дислокаций. Скольжение расщепленных ЗГД происходит в плотноупакованных плоскостях и сопровождается образованием комплексных дефектов упаковки.

9. Деформация сплава М3А1 с симметричными границами зерен приводит к образованию областей нарушения ближнего порядка не только в приграничной области, но и внутри зерен. В области упругих деформаций значения параметра

ближнего порядка близки к величине этого параметра при идеальной упаковке атомов компонент в сверхструктуре LI2. В области пластических деформаций сжатия и растяжения по подрешеткам атомов Al обнаруживается тенденция к отсутствию ближнего порядка, тогда как по подрешеткам атомов Ni - тенденция к ближнему расслоению.

10. Термоактивация и деформация сплава NÍ3AI с симметричными границами зерен приводит к структурным искажениям исходного расчетного блока. При этом термоактивация расчетного блока сопровождается образованием локальных областей, в которых число ближайших соседей меньше, чем при идеальной упаковке атомов компонент в сверхструктуре Ll2. Процесс деформации расчетного блока, сопровождающийся ВЗС, приводит к формированию областей с ГПУ топологией структурных связей ближайших соседей.

ЛИТЕРАТУРА

1. Орлов А.Н., Перевезенцев В.Н., Рыбин В.В. Границы зерен в металлах.-М.: Металлургия, 1980. 156 с.

2. Qiangyong L., Cahoon J.R., Richards N.L. Effects of thermo-mechanical processing parameters on the special boundary configuration of commercially pure nickel // Materials Science and Engineering A. 2009. V.527. P.263-271.

3. Cheng Y., Jin Z.-H., Zhang Y.W., Gao H. On intrinsic brittleness and ductility of intergranular fracture along symmetrical tilt grain boundaries in cooper // Acta Materialia. 2010. V.58. P. 2293-2299.

4. Гусев А.И., Ремпель A.A. Нанокристаплические материалы М.: Физматлит, 2001. 224 с.

5. Неклюдов И.М., Камышанченко Н.В., Кузьменко H.H. Программное упрочнение кристаллических материалов на примере меди и алюминия // Физика металлов и металловедение. 2009. т. 108. №4. С.406-411.

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

7. Синяев Д.В. Исследование механизмов структурно-энергетических превращений вблизи границ зерен наклона в интерметаллиде NÍ3AI. Автореферат диссертации на соискание ученой степени к.т.н. - Новокузнецк, 2007. 21 с.

8. Полетаев Г.М. Исследование процессов взаимной диффузии в двумерной системе Ni-Al. Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук. - Барнаул, 2002. 24 с.

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

10. Новиков И.И. Дефекты кристаллического строения материалов. - М.: Металлургия, 1983. 232 с.

11. Лариков JI.H., Исайчев В.И. Диффузия в металлах и сплавах: Справочник. - Киев: Наукова Думка, 1987. 509 с.

12. Смитлз К. Дж. Металлы: Справочник. - М.: Металлургия, 1980. 447 с.

13. Фрост Г.Дж., Эшби М.Ф. Карты механизмов деформации. - Челябинск: Металлургия, 1989. 328 с.

14. Псахье С.Г., Зольников К.П. О возможности вихревого механизма перемещения границ зерен при высокоскоростном сдвиговом нагружении // Физика горения и взрыва. 1998. Т.34. №3. С. 126-128.

15. Van Swygenhoven H., Farkas D., Саго A. Grain-boundary structures in policrystalline metals at the nanoscale// Phys. Rev. 2000. V.B62. №2. P. 831-838.

16. Ракитин Р.Ю. Границы зерен в сплавах (GBA3B) / РОСПАТЕНТ. Свидетельство № 2009610715 от 30 января 2009.

Основные результаты диссертации изложены в следующих работах:

Статьи, опубликованные в журналах, рекомендованных ВАКМинобрнауки

РФ:

1. Потекаев А.И., Старостенков М.Д., Синица Н.В., Яшин А.В., Харипа Е.Г., Кулагина В.В. Механизмы структурной перестройки в модели нановолокна интерметаллида Ni3Al, содержащего длиннопериодические антифазные границы в процессе высокоскоростной деформации одноосного растяжения // Известия вузов. Физика. 2010. №8. С.48-54.

2. Ракитин Р.Ю., Харина Е.Г., Старостенков М.Д., Мартынов А.Н., Полетаев Г.М. Исследование атомной структуры и распределения энергии и ближнего порядка в симметричных границах зерен наклона в интерметаллиде N13AI // Изв. вузов. Черная металлургия. 2010. №10. С.72-74.

3. Харина Е.Г., Полетаев Г.М., Ракитин Р.Ю., Мартынов А.Н., Старостенков М.Д. Исследование механизмов пластической деформации вблизи симметричных границ зерен наклона в интерметаллиде Ni3Al // Известия Алтайского государственного университета. 2010. № 1/2 (65). Раздел Физика. С. 192-195.

4. Харина Е.Г., Полетаев Г.М., Ракитин Р.Ю., Мартынов А.Н., Старостенков М.Д. Исследование механизмов пластической деформации вблизи симметричных границ зерен наклона в интерметаллиде Ni3AI. // Вестник Тамбовского университета. Серия естественные и технические науки. 2010. Т.15. вып.З. С. 1099-1100.

Прочие статьи:

5. Старостенков М.Д., Ракитин Р.Ю., Харина Е.Г. Атомная структура специальных границ зерен в чистом Ni в плоскостях {111} // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2008. Т.5. №3. С. 132-135.

6. Старостенков М.Д., Ракитин Р.Ю., Харина Е.Г. Исследование атомной структуры симметричных границ зерен в чистом Ni // Сборник материалов V Международной научно-технической школы-конференции «Молодые ученые - науке, технологиям и профессиональному образованию» в 4-х частях / Под ред. чл.-корр. РАН А.С. Сигова. - М.: Энергоатомиздат, 2008. ч.З. С. 138-141.

7. Харина Е.Г., Старостенков М.Д. Структурно-энергетические исследования специальных границ зерен в чистом Ni в плоскостях {111} // Сборник материалов Всероссийской научной конференции молодых ученых «Наука. Технологии. Инновации» (НТИ-2008) в 7-ми частях. - Новосибирск: Изд-во НГТУ, 2008. ч.1. С. 95-97.

8. Старостенков М.Д., Харина Е.Г., Ракитин Р.Ю. Атомная конфигурация специальных границ зерен в ГЦК решетках меди и никеля // Ползуновский альманах. 2008. № 3. С.29-32.

9. Харина Е.Г., Старостенков М.Д., Ракитин Р.Ю. Механизмы диффузии в специальных границах зерен чистой меди для малых углов разориентации зерен // Электроника Сибири. 2008. вып.З. С. 138-140.

10. Харина Е.Г., Ракитин Р.Ю., Старостенков М.Д. Исследование энергетических перестроек в металлах при жестком сдвиге // Сборник трудов XV Всероссийской научной конференции студентов-физиков и молодых ученых «ВНКСФ-15». Кемерово: Изд-во АСФ России, 2009. С. 179-180.

11. Харина Е.Г., Ракитин Р.Ю., Старостенков М.Д. Моделирование энергетических поверхностей скольжения в нанокристалле N1 // Сборник трудов XV Международной научно-практической конференции студентов и молодых ученых «Современные техника и технологии-2009» в 3-х томах. - Томск: Изд-во Томского политехнического университета, 2009. Т.З С. 538-540.

12. Ракитин Р.Ю., Харина Е.Г., Старостенков М.Д. Исследование энергетических характеристик нанокристаллов с симметричными границами зерен наклона // Сборник материалов I Региональной научно-практической конференции «Перспективы развития наноиндустрии Алтая. Анализ состояния патентно-лицензионной деятельности нанотехнологической сети региона». - Бийск: ФГУП ФНПЦ «Алтай», 2009. С. 47-48.

13. Харина Е.Г., Старостенков М.Д., Ракитин Р.Ю., Демьянов Б.Ф. Компьютерное моделирование энергетических поверхностей скольжения в ГЦК металлах с симметричными границами зерен наклона // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2009. Т.6. № 1. С. 36-41.

14. Ракитин Р.Ю., Харина Е.Г. Исследование параметров ближнего порядка на АФГ в сплаве №3А1 // Сборник трудов Всероссийской конференции с элементами научной школы для молодежи «Новые материалы: создание, структура, свойства -2009». - Томск: Изд-во Томского политехнического университета, 2009. С. 188-192.

15. Харина Е.Г., Ракитин Р.Ю., Старостенков М.Д. Компьютерное моделирование энергетических поверхностей скольжения в нанокристалле № с симметричными границами зерна наклона // Сборник материалов III Международной конференции «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов» (ОРМИ-2009) в 2-х томах. -М.: Интерконтакт Наука, 2009. Т.2. С. 395-396.

16. Ракитин Р.Ю., Старостенков М.Д., Харина Е.Г. Компьютерное моделирование энергетических поверхностей скольжения в ГЦК-металлах с болыиеугловыми границами зерен наклона // Сборник трудов научно-технической конференции с Международным участием «Ультрадисперсные порошки, наноструктуры, наноматериалы: получение, свойства, применение» (V Ставеровские чтения) / Под ред. В.Е. Редькина. - Красноярск: ИПК СФУ, 2009. С. 68-69.

17. Харина Е.Г., Ракитин Р.Ю., Старостенков М.Д. Термоактивируемое изменение ближнего порядка в монокристалле сплава №3А1 содержащего антифазную границу // Сборник материалов Всероссийской научной студенческой конференции молодых ученых «Наука. Технологии. Инновации» (НТИ-2009) в 7-ми частях. -Новосибирск: Изд-во НГТУ, 2009. ч.2. С. 249-250.

18. Харина Е.Г., Ракитик " Атомная структура малоугловой симметричной границы зерна накл лоскостях {100} в сплаве №3А1 // Материалы Международной научн геской конференции «Современные направления теоретических и прикладных исследований'2010». - Одесса: Изд-во Черноморье, 2010. Т.ЗЗ. С. 59-60.

19. Харина Е.Г., Ракитин Р.Ю. Атомная структура малоугловых симметричных границ зерен наклона в плоскостях {111} в сплаве 1%А1 // Сборник

материалов V (XXXVII) Международной научно-практической конференции «Образование, наука, инновации - вклад молодых исследователей». - Кемерово: ООО «ИНТ», 2010. вып. 11. Т.2. С. 637-640.

20. Харина Е.Г., Ракитин Р.Ю., Старостенков М.Д. Исследование механизмов диффузии вблизи малоугловых симметричных границ зерен наклона в сплаве N13AI // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2010. Т.7. №3. С. 48-53.

21. Харина Е.Г., Ракитин Р.Ю., Старостенков М.Д. Исследование механизмов диффузии при деформации кристаллов с симметричными границами зерен наклона <111> методом молекулярной динамики // Материалы VI Международной научной конференции «Прочность и разрушение материалов и конструкций». - Оренбург: ОГУ, 2010. С. 349-354.

Тезисы докладов:

22. Старостенков М.Д., Харина Е.Г. Механизмы диффузии в специальных границах зерен чистого никеля для больших углов разориентации зерен // Сборник тезисов IX Молодежной школы-семинара по проблемам физики конденсированного состояния вещества. - Екатеринбург: ИФМ УрО РАН, 2008. С. 168-169.

23. Старостенков М.Д., Харина Е.Г., Ракитин Р.Ю. Энергетические поверхности скольжения в плоскостях (100) в металлах с ГЦК структурой // Сборник тезисов Международного симпозиума «Перспективные материалы и технологии». Витебск: УО ВГТУ, 2009. С. 43-44.

24. Старостенков М.Д., Харина Е.Г., Ракитин Р.Ю., Демьянов Б.Ф. Исследование энергетических профилей скольжения частей бикристалла с ГЦК решеткой // Сборник тезисов XVII Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов» / Под ред. A.M. Штеренберга. - Самара: Самарский гос. тех. ун-т, 2009. с. 38

25. Ракитин Р.Ю., Харина Е.Г., Старостенков М.Д. Исследование энергетических характеристик нанокристаллов с симметричными границами зерен наклона // Сборник тезисов Международной конференции по физической мезомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов. -Томск: ИФПМ СО РАН, 2009. С. 146-148.

26. Ракитин Р.Ю., Харина Е.Г., Барчук А.А. Изменение ближнего порядка при термоактивации в сплаве №зА1 с малоугловой симметричной границей зерна наклона <111> // Сборник тезисов Всероссийской конференции студентов, аспирантов и молодых ученых по физике. - Владивосток: Изд-во ДВГУ, 2010 г. С. 109-110.

Подписано в печать 10.11.2010, Формат 60x84 1/16. Печать - цифровая. Усл.п.л. 1,39. Тираж 100 экз. Заказ 2010-630

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

ВВЕДЕНИЕ.

I. СТРУКТУРА ГРАНИЦ ЗЕРЕН И ИХ ВЛИЯНИЕ НА СВОЙСТВА МАТЕРИАЛОВ В КОНТЕКСТЕ ИСТОРИЧЕСКОГО РАЗВИТИЯ.

1.1. Подходы к классификации границ зерен.

1.2. Влияние межзеренных границ на деформационное поведение материалов.

1.3. Экспериментальное и теоретическое развитие представлений о зернограничной диффузии.

1.4. История и современные достижения методов компьютерного моделирования в физических экспериментах.

II. ПОСТРОЕНИЕ КОМПЬЮТЕРНОЙ МОДЕЛИ ЭКСПЕРИМЕНТА.

2.1. Обоснование выбора потенциалов межатомного взаимодействия.

2.2. Построение потенциалов межатомного взаимодействия в сплаве №3А1 и их апробация.

2.3. Методика построения расчетного блока сплава №3А с симметричной границей зерен наклона.

2.4. Набор применяемых визуализаторов.

2.5. Методика расчета количественных параметров процесса диффузии.

III. СРАВНИТЕЛЬНАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА МЕХАНИЗМОВ ДИФФУЗИИ ВБЛИЗИ СИММЕТРИЧНЫХ И НЕСИММЕТРИЧНЫХ ГРАНИЦ ЗЕРЕН В СПЛАВЕ М3А1.

3.1. Особенности атомных смещений в области симметричных границ зерен.

3.2. Атомная структура симметричных границ зерен.

3.3. Механизмы диффузии в трехмерном монокристалле №3А1.

3.4. Механизмы диффузии вблизи симметричных границ зерен наклона.

3.5. Изменение ближнего порядка при термоактивации.

IV. ЗЕРНОГРАНИЧНАЯ ДИФФУЗИЯ В СПЛАВЕ Ni3Al

С СИММЕТРИЧНЫМИ ГРАНИЦАМИ В УСЛОВИЯХ ОДНООСНОЙ ДЕФОРМАЦИИ.

4.1. Зависимость коэффициента диффузии от величины и вида одноосной деформации.

4.2. Динамика атомной структуры симметричных границ зерен наклона в условиях пластической деформации.

4.3. Изменение ближнего порядка при одноосной деформации.

V. ТРАНСФОРМАЦИИ СТРУКТУРЫ СПЛАВА Ni3Al

С СИММЕТРИЧНЫМИ ГРАНИЦАМИ ЗЕРЕН ПРИ ТЕМПЕРАТУРНО-СИЛОВЫХ ВОЗ ДЕЙСТВИЯХ.

5.1. Структурные искажения сплава Ni3Al с симметричной границей зерен при термоактивации.

5.2. Структурные искажения сплава №3А1 с симметричной границей зерен при одноосной деформации.

Специфика свойств как крупнозернистых, так и нанокристаллических веществ определяется наличием в них границ зерен. Что касается атомной структуры границ зерен» в поликристаллах, то ее исследования ведутся-уже более ста лет и накоплен богатый экспериментальный материал. Методами электронной и ионной микроскопии, рентгеновской дифракции было установлено, что граница не является бесструктурной и ее «ширина» достигает нескольких межатомных расстояний. Кроме того, было выявлено периодическое строение не только специальных границ, но и границ зерен общего типа [1-4]. Однако* нанокристаллические материалы обладают чрезвычайно развитыми границами раздела, обуславливающими отличие их прочностных свойств от свойств: крупнозернистых поликристаллов. Почтой причине изучение микроструктуры компактных нанокристаллических веществ сосредоточено, в основному на выяснении особенностей строения межзеренных границ. К одной из таких особенностей относится ориентация^ плоскости границы относительно каждого из зерен. На основе данного признака выделяют симметричные и несимметричные границы зерен. При этом специальные границы зерен являются частным случаем симметричных.

Материалы^ высокой долей специальных границ показывают большую подверженность деформационной ползучести, появлению трещин,, а также сопротивление коррозионному разрушению по сравнению с материалами, обладающими высокой долей границ общего типа [5-8]. Кроме того, специальные границы менее склонны к образованию сегрегаций, являющихся дополнительным концентратором напряжений [9]. Автором не найдено удовлетворительного объяснения наблюдаемых отличий в контексте атомного строения межзеренных границ. Однако их знание и учет необходимы при создании новых конструкционных материалов.

Другим важным вопросом в современном материаловедении является нестабильность структуры наноматериалов, а, следовательно, нестабильность их физико-химических и физико-механических свойств. Так, при термических, радиационных, деформационных и прочих воздействиях неизбежны рекристаллизационные, релаксационные, сегрегационные и др. процессы, изменяющие структуру наноматериалов [10-13]. Данные процессы в наибольшей степени определяются диффузией в объеме и на межзеренных границах в нанокристаллических материалах. Любые процессы зарождения фаз, их роста, рекристаллизация, коагуляция, сфероидизация. связаны с диффузией атомов. Изучение механизмов атомной перестройки, происходящей на границах зерен различного типа при термических и деформационных воздействиях, необходимо для улучшения уже существующих и разработки новых методов создания материалов с заданными свойствами. Особенную важность это приобретает в связи с интенсивным развитием в настоящее время приемов программного создания и упрочнения материалов.

Достаточно подробно изучена атомная структура и ее динамика вблизи несимметричных границ зерен в ряде ГЦК металлов и упорядоченных сплавов [14-18]. Среди них рассматривался интерметаллид №3А1, обладающий уникальным свойством положительной температурной зависимости предела текучести и имеющий огромные перспективы в качестве основы для суперсплавов в авиационно-космической промышленности. В связи с этим представляется актуальным продолжить начатые ранее исследования по выявлению особенностей атомной структуры межзеренных границ различного' типа в перспективном интерметаллическом соединении №зА1.

Цель настоящей работы заключается в изучении методом молекулярной динамики механизмов атомной перестройки вблизи симметричных границ зерен наклона в сплаве №зА1 при температурно-силовых воздействиях и сравнении их с механизмами, действующими вблизи несимметричных границ зерен в том же сплаве.

Для достижения цели диссертационной работы были поставлены следующие задачи.

1. Построить трехмерную молекулярно-динамическую модель для исследования на атомном уровне структуры симметричных границ зерен с различными углами и ориентациями осей наклона.

2. Изучить атомные смещения вблизи симметричных границ зерен в процессе низкотемпературной динамической релаксации.

3. Вычислить энергии активации механизмов диффузии вблизи симметричных границ зерен наклона <111> и <100>.

4. Выявить вклад вакансионного механизма в процессы диффузии вблизи симметричных границ зерен в сплаве №3А1.

5. Установить механизмы диффузии, влияющие на структурную перестройку сплава №зА1 с симметричными границами зерен в условиях одноосных деформаций сжатия и растяжения.

6. Определить изменение концентрации атомов с ГЦК топологией ближайших соседей при термоактивации и деформации сплава М3А1 с симметричными границами зерен и установить топологии ближайших соседей атомов в образующихся дефектных областях.

Диссертационная работа состоит из введения, пяти глав и заключения. В первой главе диссертации производится обзор основных этапов становления теории строения межзеренных границ, достоинств и недостатков существующих моделей границ зерен. Рассмотрены теоретические и экспериментальные данные о влиянии структуры границ зерен на процессы диффузии и механические свойства материалов. Проведен подробный анализ существующих методов компьютерного моделирования, применяемых в постановке физических экспериментов.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Исследования атомной структуры симметричных границ зерен и ее динамики при температурно-силовых воздействиях в модельном расчетном блоке сплава Ni3Al, проведенные в настоящей работе при описании межатомных взаимодействий потенциалами Морза и Клери-Розато, позволили установить.

1. Основным элементом атомной структуры симметричных границ зерен в сплаве Ni3Al являются вершинные зернограничные дислокации. Кроме того, в атомной структуре симметричных границ зерен имеют место другие дефекты, формирование которых зависит от угла разориентации зерен и ориентации оси наклона границы. Так, дополнительным элементом атомной структуры симметричных границ зерен <100> являются АФГ Vi <110> {100} сдвигового и термического типов. Вблизи симметричных границ зерен <111> образуются зоны, обогащенные атомами Ni, и краудионы из атомов А1.

2. На графиках зависимости LnD от обратной температуры для сплава Ni3Al с симметричными границами зерен выявлены три линейных участка. Переход от одного линейного участка к другому сопровождается изгибом на графиках зависимости LnD от Г1. Точка изгиба соответствует температуре, при которой активируется определенный механизм диффузии.

3. Вблизи малоугловых симметричных границ зерен в сплаве Ni3Al имеют место те же механизмы диффузии, что и вблизи несимметричных границ зерен в аналогичном сплаве. В целом для активации всех механизмов диффузии около симметричных границ зерен требуются меньшие энергии, чем для активации диффузии аналогичными механизмами вблизи несимметричных границ. Исключение составляет диффузия, реализуемая посредством цепочек смещенных атомов между ядрами ЗГД границ <111>, поскольку для ее активации вблизи симметричных границ зерен требуется более высокая энергия. 212' . ' , , '

4. При нагреве сплава Ni3Al с симметричными границами зерен нарушение ближнего порядка упаковки атомов локализуется вблизи плоскости границы,, причем основной вклад в нарушение вносится атомами Ni. Около болынеугловых границ зерен наблюдается тенденция к ближнему расслоению по подрешеткам атомов Ni. В области симметричных границ зерен параметр- ближнего порядка с увеличением температуры изменяется; в 2-3 раза интенсивнее, чем в области несимметричных границ зерен.

5. Область упругих деформаций; имеет большую ширину при деформации бикристаллов Ni3Al с симметричными границами зерен, чем при деформации того же сплава с несимметричными границами.

6. В процессе зернотраничного проскальзывания атомы, смещаются преимущественно в направлениях <11.1 > или <10()>, при соответствующей . оси наклона границы, независимо от направленияюдноосной деформации;.

7. Зернограничное: проскальзывание при деформации сплава; Ni3Al с малоугловыми; симметричными- границами зерен наклона <100> t осуществляется! посредством коллективных атомных смещений вихревого характера и локализуется между ядрами соседних дислокаций.

8. Основным механизмом внутризеренного скольжения! при. пластической деформации; сплава. Ni3 Ali с симметричными границами зерен является скольжение расщепленных зернограничных дислокаций: Скольжение расщепленных ЗГД происходит в плотноупакованных плоскостях и сопровождается- образованием комплексных дефектов упаковки. .

9. Деформация сплавав Ni3Al с симметричными границами, зерен приводит к образованию областей нарушения ближнего порядка, не только в приграничной области, но и внутри зерен. В области упругих деформаций значения параметра ближнего порядка близки к величине этого параметра при идеальной; упаковке атомов компонент в сверхструктуре LI2- В области пластических деформаций сжатия и растяжения по подрешеткам атомов AI обнаруживается тенденция к отсутствию ближнего порядка, тогда как по подрешеткам атомов № - тенденция к ближнему расслоению.

10. Термоактивация и деформация сплава №3А1 с симметричными границами зерен приводит к структурным искажениям исходного расчетного блока. При этом термоактивация расчетного блока сопровождается образованием локальных областей, в которых число ближайших соседей меньше, чем при идеальной упаковке атомов компонент в сверхструктуре Ы2. Процесс деформации расчетного блока, сопровождающийся внутризеренным скольжением, приводит к формированию областей с ГПУ топологией структурных связей ближайших соседей.

Автор выражает благодарность д.ф.-м.н. Полетаеву Г.М. за осуществление консультаций в процессе написания кандидатской диссертации и к.ф.-м.н. Ракитину Р.Ю. за техническую поддержку при выполнении расчетов на всех этапах исследования.

1., Гровс Г, Кристаллография и дефекты в, кристаллах. -М.: Мир, 1974. 497 с.

2. Орлов А.Н., Перевезенцев В.Н., Рыбин В.В. Границы зерен в металлах. -М.: Металлургия, 1980. 156 с.

3. Кайбышев О.А., Валиев Р.З. Границы зерен и свойства металлов. -М.: Металлургия, 1987. 214 с.

4. Глейтер Г., Чалмерс Б. Болынеугловые границы зерен. М.: Мир, 1975. 374 с.

5. Ни J.R., Chang S.C., Chen F.R., Kai J.J. HRTEM investigation of a E=901T./(221) symmetric tilt grain boundary in Си // Scripta Mat. 2001. V.45. P.463-469.

6. Cheng Y., Mrovec M., Gumbsch P. Crack nucleation at the £9(221) symmetrical tilt grain boundary in tungsten // Mat. Sci. and Engineering A. 2008. V.483-484. P. 329-332.

7. Qiangyong L., Cahoon J.R., Richards N.L. Effects of thermo-mechanical processing parameters on the special boundary configuration of commercially pure nickel // Mat. Sci. and Engineering A. 2009. V.527. P.263-271.

8. Cheng Y., Jin Z.-H., Zhang Y.W., Gao H. On intrinsic brittleness and ductility of intergranular fracture along symmetrical tilt grain boundaries in cooper // Acta Mater. 2010. V.58. P. 2293-2299.

9. Славов В.И. Кристаллогеометрические и рентгенодифракционные методы исследования специальных границ зерен. Диссертация на соискание ученой степени доктора физико-математических наук. Москва, 2003. 254 с.

10. Гусев А.И., Ремпель А. А. Нанокристаллические материалы -М.: Физматлит, 2001. 224 с.

11. Гусев А.И. Эффекты нанокристаллического состояния в компактных материалах и соединениях // Успехи физических наук. 1998. Т. 168. № 1. С. 55-83.

12. Андриевский P.A., Глезер А.М. Размерные эффекты в нанокристаллических материалах. II. Механические и физические свойства // Физическая мезомеханика. 2000. Т.89. № 1. С. 50-73.

13. Суздалев И.П. Нанотехнология: физико-химия нанокластеров, наноструктур и наноматериалов. М.: КомКнига, 2006. 592 с.

14. Ракитин Р.Ю. Исследование механизмов диффузии по границам зерен наклона в ГЦК металлах. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук. Барнаул, 2006. 213 с.

15. Синяев Д.В. Исследование механизмов структурно-энергетических превращений вблизи границ зерен наклона в интерметаллиде Ni3Al. Диссертация на соискание ученой степени кандидата технических наук. -Новокузнецк, 2007. 192 с.

16. Полетаев Г.М. Исследование процессов взаимной диффузии в двумерной системе Ni-Al. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук. Барнаул, 2002. 186 с.

17. Полетаев Г.М. Атомные механизмы диффузии в металлических системах с ГЦК решеткой. Диссертация на соискание ученой степени доктора физико-математических наук. Барнаул, 2006. 412 с.

18. Глейтер Г. Микроструктура / В кн.: Физическое металловедение. В 3-х т. Т.1. Атомное строение металлов и сплавов / под ред. Р. Кана. М.: Мир, 1987. С. 111-137.

19. Хирт Дж, Лоте И. Теория дислокаций. М.: Атомиздат, 1972. 599 с.

20. Утевский JI.M. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. М.: Металлургия, 1973. 583 с.

21. Ke T.S. A grain boundary model and mechanism of viscous intercristalline slip // J. Appl. Phys. 1949. V.20. P. 274-282.

22. Li J.C.H. High-angel tilt boundary a dislocation core model // J. Appl. Phys. 1961. V.32. P.525-541.

23. Бокштейн B.C., Копецкий Ч.В., Швиндлерман JI.C. Термодинамика и кинетика границ зерен в металлах. М.: Металлургия, 1986. 224 с.

24. Ashby M.F., Spaepen F., Williams S. The structure of grain boundaries described as a packing of polyhedral//Acta Met. 1978. V.26. №11. P. 1647-1664.

25. Чувильдеев B.H. Микромеханизм зернограничной самодиффузии в металлах. 1. Свободный объем, энергия и энтропия болынеугловых границ зерен // Физическая мезомеханика. 1996. Т.81. №2. С. 5-14.

26. Чувильдеев В.Н. Микромеханизм деформационно-стимулированной зернограничной самодиффузии. И. Влияние внесенных в границы зерен решеточных дислокаций на диффузионные свойства границ зерен // Физическая мезомеханика. 1996. Т.81. вып.6. С.5-13.

27. Чувильдеев В.Н., Пирожникова О.Э. Микромеханизм деформационно-стимулированной зернограничной самодиффузии. III. Влияние потоков решеточных дислокаций на диффузионные свойства границ зерен // Физическая мезомеханика. 1996. Т.82. №1. С.105-115.

28. Мак Лин Д. Механические свойства металлов. М.: Металлургия, 1965. 432 с.

29. Read W.T., Shockly W. Dislocation models of crystal grain boundaries // Phys. Rev. 1950. Y.78. P.275 289.

30. Van der Merve J.H. On the stresses and energies associated with intercrystalline boundaries // Proc. of the Phys. Soc.A. 1950. V.63. P. 616-637.

31. Lim L.C., Raj R. On the distribution of X for grain boundaries in polycrystalline nickel prepared by strain annealing technique // Acta Met. 1984. V.32. №.8. P. 1177-1181.

32. Li J.C.H. Disclination model of high angle grain boundaries // Surface Sci. 1972. V.31. №1. P. 12-26.

33. Ли Дж. Некоторые свойства дисклинационной структуры границ зеренг

34. В кн.: Атомная структура межзеренных границ (НФТТ). Вып.8. М.: Мир, 1978. С. 114-125.

35. Лихачев В.А., Хайров Р.Ю. Введение в теорию дисклинаций. Л: Изд-во Ленинградского «ун-та, 1975. 183 с.

36. Валиев Р.З., Владимиров В.И., Герцман В.Ю., Назаров А.А., Романов А.Е. Дисклинационно-структурная модель и энергия границ зерен в металлах с ГЦК решеткой // Физическая мезомеханика. 1990. №3. С.,31-39.

37. Владимиров В.И., Герцман Б.Ю., Назаров А.А., Романов А.Е. Энергия границ зерен в дисклинационной модели. Л.: Физ.-тех. институт АН СССР, 1987. 28с.

38. Kronberg M.L., Wilson F.H. Structure of high angle grain boundaries // Trans. AIME, 1949. V.185. P. 506-508.

39. Орлов A.H. Геометрические и энергетические аспекты атомной структуры межзеренных границ / В кн.: Атомная структура межзеренных границ (НФТТ). вып. 8. М.: Мир, 1978. С. 5-23.

40. Bollmann W. Crystal defects and crystalline interfaces. Berlin, 1970.368 р.

41. СаданандаК., Марцинковский M. Единая теория болыпеугловых* границ зерен/В кн.: Атомная структура межзеренных границ (НФТТ). вып. 8. М.: Мир, 1978. С. 55-113.

42. Farkas D., Ran A. Space group theoretical analysis of grain boundaries in ordered alloys // Phys. Stat. Sol. A. 1986. V.93. №1. P. 45-55.

43. Орлов A.H., Перевезенцев B.H., Рыбин B.B. Анализ скользящих зернограничных дислокаций на симметричной границе наклона // Физика твердого тела. 1975. Т.17, вып.4. С. 1108-1110.

44. Орлов А.Н., Перевезенцев В.Н., Рыбин В.В. Анализ дефектов кристаллического строения симметричной границы наклона // Физика твердого тела. 1975. Т.17. вып.6. С. 1662-1670.

45. Sutton A.P., Vitek V. On the structure of tilt grain boundaries in cubic metals. I. Symmetrical tilt boundaries // Philos. Trans. Roy. Soc. A. 1983. V.309. №.1506. P. 1-36.

46. Sutton A.P., Vitek V. On the; structure of: tilt grain boundaries in cubic, metals. II. Asymmetrical tilt boundaries // Philos. Trans. Roy. Soc. A. 1983. V.309. №.1506. P. 37-54. . . : " ,:•■'

47. Sutton A.P., Vitek V. On the structure: of tilt grain boundaries in cubic metals. HI. Generalization of the structural study and implication for the properties of grain boundaries // Philos. Trans; Roy. Soc. A. 1983. V.309. №.1506. P. 55-68.

48. Schwartz D., Vitek V., Sutton A.P. Atomic structure; of (001) twist boundaries in f.c.c. metals. Structural unit model // Phil. Mag. 1985. V.51. №4. P. 499-520.

49. Fisher J.C. J. Calculation, of Penetration Curves of Surface and Grain Boundary Diffusion// Appl. Phys. 1951. V.22, P. 74-80.

50. Набарро Ф.Р.Н., Базинский 3.C., Холт Д.В. Пластичность чистых монокристаллов. -М.: Металлургия, 1967. 214 с. ,

51. Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов. М.: Мир, 1972.408с.- , ' ; ■ ;■ ■ \

52. Попов JIS:E., Конева Н.А., Терешко И.В. Деформационное упрочнение; упорядоченных сплавов. М.: Металлургия, 1979. 256 с.

53. Штремель М;А. Прочность сплавов; / В; 2-х частях. Ч 2. Деформация. -М.: МИСИС, 1997. 527с. . .

54. Фридель Ж. Дислокации. М;: Мир, 1967, 643с.

55. Siegel R:W., Fougher С.Е. Mechanical properties of nanophase metals // Nanostruct. Mater. 1995. V.6. P. 205-216.

56. Кайбышев О.А. Пластичность и сверхпластичность металлов. -М.: Металлургия^ 1975. 280 с;

57. Masumura R.A., Hazzledine P.M., Pande C.S. Yield stress of fine grained materials // Acta Mater. 1998. V.46. №13. P. 4527-4534.

58. Гусев А.И. Наноматериалы, наноструктуры, нанотехнологии. -М.: Физматлит, 2005. 416 с.

59. Watanabe Т., Yamada М., Shima S., Karashima S. Misorientation dependence of grain boundary sliding in <1010> tilt zinc bicrystals // Phil. Mag. A. 1979. V.40. №5. P. 667-683.

60. Кайбышев O.A., Валиев P.3., Астанин B.B., Хайруллин В.Г. Исследование зернограничного проскальзывания в бикристаллах цинка с симметричной границей наклона // Физическая мезомеханика. 1981. Т.51. № 1.С. 193-200.

61. Fukutomi Н., Takatori Н., Horiuchi R. Behavior of Grain Boundary Sliding in Cadmium Bicrystals // J. Japan Inst. Metals. 1982. V.46. №8. P. 755-759.

62. Шалимова А.В., Рогалина Н.А. Влияние разориентировок между соседними зернами на проскальзывание по границам // Физическая мезомеханика. 1981. Т.51. №5. С.1084-1086.

63. Frank F.C. On the Burgers circuit // Phys. Stat. Sol. (a). 1988. V.105. №1. P. K21-K23.

64. Marcinkowski M.J. Burgers circuit perspectives // Phys. Stat. Sol. (a). 1988. V.105. №1. P. K25-K27.

65. Siegel R.W., Chang S.M., Balluffi R.W. Vacancy loss at grain boundaries in quenched polycrystalline gold// Acta Met. 1980. V.28. №3. P.249-257.

66. Золоторевский B.C. Механические испытания и свойства металлов. -М.: Металлургия, 1974. 302 с.

67. Хирт Дж. П. Дислокации. / В кн.: Физическое металловедение. В 3-х т. Т. 3. Физико-механические свойства металлов и сплавов / под ред. Р. Кана. -м:: Металлургия, 1987. С. 74-112.

68. Конева Н.А., Козлов Э.В., Тришкина Л.И., Жданов А.Н. Механизмы упрочнения и особенности стадийности; деформации; поликристаллов с нанозерном. // Деформация и разрушение материалов. 2009. № Т. С. 12-15.

69. Гуткин М.Ю., Овидько И.А., Скиба Н.В. Зернограничное скольжение и эмиссия решеточных дислокаций в нанокристаллических материалах при сверхпластической деформации // Физика твердого тела. 2005; Т.47. вып.9. С. 1602-1613.

70. Валиев Р.З., Мусалимов Р.Ш. Электронная микроскопия; высокого разрешения нанокристаллических материалов // Физическая мезомеханика. 1994. Т.78. №6. С.114-121.

71. Islamgaliev R.K., Valiev R.Z: Non-equilibrium grain boundaries in ultratinc-grained materials processed by severe; plastic; deformation // Materials. Science Forum. 1999. V.294-296. P.361-363.

72. Валиев; P.3., Корзников A.B., Мулюков P.P. Структура и свойства металлических материалов с субмикрокристаллической структурой; // Физическая мезомеханика., 1992. №4. G.70-86.

73. Pearson G.E. The Viscous Properties of Extruded Eutectic Alloys of Lead-Tin and Bismuth-Tin // J. Inst Metals. 1934. V.54. P. 111 -124.

74. McFadden S.X., Mishra R.S., Valiev R.Z., Zhilyaev A.P., Mukheijce S.V. Low-Temperature Superplasticity in Nanostructured Nickel and Metal Alloys // Nature. 1999. V.398. P. 684-686.

75. Дмитриев А.И., Никонов А.Ю., Псахье ' С.Г. Молекулярно-динамическое изучение отклика бикристалла меди в условиях сдвигового нагружения // Письма в ЖТФ. 2010. Т.36. в.17. С. 16-22

76. Орлов А.Н. Введение в теорию дефектов в кристаллах. М.: Высш. Шк, 1983. 144 с.

77. Turnbuir D., Hoffman R. The effect of relative crystal and boundary orientation on grain boundary diffusion rates // Acta Met. 1954. V.2. P 419-425.

78. Achter M.R., Smoluhowski R. Anizotropy of diffusion in grain boundaries // Phys. Rev. 1951. V.83. P. 163-170.

79. Федоров Г.К., Смирнов E.A. Диффузия в реакторных материалах. -М.: Атомиздат, 1978. 160 с.

80. Кайгородов В.Н., Клоцман С.М., Тимофеев А.Н., Трахтенберг И.Ш. Межкристаллитная самодиффузия в поликристаллическом серебре // Физическая мезомеханика. 1968. Т. 25. С. 910-925.

81. Бокэ Дж. Д., Бребек Г., Лимож И. Диффузия в метлах и сплавах. / В кн.: Физическое металловедение. В 3-х т. Т.2. Фазовые превращения в металлах и1 сплавах и сплавы с особыми физическими свойствами / под. ред. Р. Кана.

82. М: Металлургия, 1987. С. 98-178.

83. Полетаев Г.М., Старостенков М.Д. Вклады различных механизмов самодиффузии в ГЦК-металлах в условиях равновесия // Физика твердого тела. 2010. Т.52. вып.6. С. 1075-1082.

84. Пацева Ю.В. Исследование особенностей самодиффузии в двумерных металлах. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук. Барнаул, 2005. 136 с.

85. Bleda Е.А., Xing Gao, Murray S.D. Calculations of diffusion in FCC binarytalloys using on-the-fly kinetic Monte Carlo // Сотр. Mat. Sci. 2008. V.43. P. 608-615.

86. Kristen A.M., Carter E.A. Ni and A1 diffusion in Ni-rich Ni-Al and the effect of Pt additions // btermetallics. 2010. V. 18. P.1470-1479.

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. Rothova V., Germak J. Bulk and grain boundary diffusion of 67Ga in Ni3Al -influence of compositions // Intermatallics. 2005. V. 13. P. 113-120.

89. Divinski S., Herzing C. Grain boundary diffusion and segregation of Ni3Al in Cu // Acta. Mat. 2007. V.55. 3337-3346.

90. Psakhie S.G., Zolnikov K.P., Kryzhevich D.S. Calculation of diffusion properties of grain boundaries in nanocrystalline cooper // Physical mesomechanics. 2008. V.l 1. № 1-2 P. 25-28.

91. Gupta S.P., Chary V.R. Diffusion induced grain boundary migration in the Ag-Zn system//Mat. Characterization. 2009. V.60. P. 1202-1213.

92. Drapala J., Kubicek P., Vlach O. Computer simulation of diffusion processes with moving interface boundary // Math. And Сотр. Simulation. 2010. V.80. P.1520-1535.

93. Vincent-Anblant J.-M., Delaye J.-M., van Butzel L. Self-diffusion near symmetrical tilt grain boundaries in U02 matrix: A molecular dynamics simulations study // J. of Nucleation Mat. 2009. №392. P.l 14-120.

94. Структура и свойства перспективных металлических материалов / под общ. ред. А.И. Потекаева. Томск: Изд-во HTJI, 2007. 580 с.

95. Солоненко О.П., Алхимов А.П., Марусин В.В. и др.t

96. Высокоэнергетические процессы обработки материалов. Новосибирск: Наука, 2000. 425с.

97. Гурьев A.M., Лыгденов Б.Д., Власова О.А. Интенсификация процессов химико-термической обработки металлов и сплавов // Фундаментальные исследования. 2008. № 8. С. 48-50.

98. Неклюдов И.М., Камышанченко Н.В., Кузьменко И.Н. Программное упрочнение кристаллических материалов на примере меди и алюминия // Физика металлов и металловедение. 2009. Т. 108. №4. С.406-411.

99. Bristowe P.D., Crocker A.G. A computer simulation study of the structures of twin boundaries in body-centered cubic crystals //Phil. Mag. 1975. V.31. №5. P. 503-517.

100. Pond R.C., Smith D.A., VitekV. Computer simulation of <110> tilt boundaries: structure and symmetry // Acta Met. 1979. V.27. №2. P. 235-241.

101. Tarnow E., Bristowe P.D., Joannopoulos J.P., Payne M.C. Predicting the structure and energy of a grain boundary in germanium // J. Phys.: Condens. Matter. 1989. V.l. P. 327-333.

102. Najafabadi R., Srolovitz D.J., LesarR. Thermodynamic and structural properties of 001. twist boundaries in gold// J. of Materials Science. 1991. V.6. №5. P. 999-1010.

103. Faridi B.A.S., Ahmad S.A., ChoudhryM.A. Computer simulation of twin boundaries in f.c.c. metals using N-body potential // Indian J. Pure and Appl. Phys. 1991. V.29. №12. P. 796-802.

104. Campbell G.H., Foiles S.M., Gumbsch P., Ruhle M., King W.E. Atomic structure of the (310) twin in niobium: experimental determination and comparison with theoretical predictions // Phis. Rev. Lett. 1993. Y.70. №4. P. 449-452.

105. Smith D.A., Vitek V.V., Pond R.C. Computer simulation of symmetrical high angle boundaries in aluminium// Acta Met. 1977. V.25. №5. P. 475-483.

106. Wang G. J., Sutton A. P., Vitek V. A computer simulation study of <100> and <111> tilt boundaries: the multiplicity of structures // Acta Met. 1984. V.32. №7. P. 1093-1104.

107. Pestman B.J., de Hosson J.Th.M. Interactions between lattice dislocations and grain boundaries in Ni3Al investigated by means of in situ TEM and computer modeling experiments // Acta Met. et Mater. 1992. V.40. P.2511-2521.

108. Dongliang L., Lin T.L., Yang B. Computer simulation of the interaction between the grain boundary and dislocations in Ni3Al // Scripta Met. et Mater. 1992. V.27. P.1005-1010.

109. Spingarn J.R., Nix W.D. A model for creep based on the climb of dislocations at grain boundaries //Acta Met. 1979. V.27. №2. P. 171-177.

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

111. Плишкин Ю.М. Методы машинного моделирования в теории дефектов кристаллов. / В кн.: Дефекты в кристаллах и их моделирование на ЭВМ1. -Л.: Наука, 1980. С. 77-99.

112. Лихачев А.В., Шудергов В.Е. Принцип организации аморфных структур. СПб.: Изд-во С. петербургского университета, 1999. 228 с.

113. Попова Л.А. Исследование атомных механизмов структурных и сверхструктурных превращений в сплаве CuAu I. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук. Барнаул, 2008. 216 с.

114. Purohit Y., Jang S., Irving D.L., Padgett C.W., Scattergood R.O., Brenner D.W. Atomistic modeling of the segregation of lead impurities to a grain boundary in an aluminum bicrystalline solid // Mat. Sci. and Engineering A. V.493. 2008. P. 97-100.

115. Bingyao J., Xianghuai L., Zheng L.P., Li D.X. Monte Carlo simulation of Mg segregation to Ni3Al grain boundary // Materials letters. 2000. V.44. 319-324.

116. Foulkes W. M. C., Mitas L., Needs R. J., Rajagopal G. Quantum Monte Carlo simulations of solids. // Reviews of Modern Physics. 2001. V.73. P. 33-83.

117. 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.

118. Najah G.Y. Fracture studies in solid Ar using computer simulation. Dissertation for degree of Candidate of science in Physics-Mathematics. Barnaul, 2000. 165 p.

119. Овчаров А.А. Моделирование структурной перестройки ГЦК кристалла при деформации. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук.-Барнаул, 1999. 186 с.

120. Черных Е.В. Анализ состояния кристаллической решетки вблизи плоских дефектов в ГПУ металлах и сплавах со сверхструктурой DOjp. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физко-математических наук. Барнаул, 2001. 176.

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

122. Дудник Е.А. Классификация точечных дефектов и их комплексов в двухмерной гексагональной кристаллической решетке интерметаллида типа Ni3Al. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук. Барнаул, 2002. 199 с.

123. Haile J.M. Molecular dynamics simulation. New York: Wiley Professional Paperback Edition «Wiley & Sons Inc.», 1997. 489 p.

124. Uehara Т., Wakabayashi N., Hirabayashi Y., Ohno N. An atomistic study of grain boundary stability and crystal rearrangement using molecular dynamics techniques // International Journal of Mechanical Science. 2008. Y.50. P. 956-965.

125. Jang S., Irving D.L., Padgett C.W., Purohit Y., Scattergood R.O., Brenner D.W. Molecular dynamics simulation of deformation in nanocrystalline Al-Pb alloys // Mat. Sci. and Engineering A. 2008. V.493. P. 53-57.

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

127. Старостенков М.Д., Ракитин Р.Ю., Харина Е.Г. Атомная структура специальных граница зерен в чистом: № в плоскостях {111} // Фундаментальные проблемы современного материаловедения; 2008. 'Г.5. №3. С. 132-135.

128. Старостенков М.Д:, Маркидонов А.В., Тихонова Т.А., Медведев Н;Н; Высокоскоростной массоперенос в двумерном кристалле никеляшри наличии дислокационных петель.различной локальной плотности // Изв; вузов; Черная металлургия. 2009. №6. С.57-60.

129. Старостенков М.Д., Маркидонов А.В., Тихонова Т.А. Высокоскоростной массоперенос в кристалле при наличии, различных конфигураций точечных, дефектов // Фундаментальные: проблемы современного материаловедения; 2009. Т.6. №1. С. 12-16. .

130. Андрухова О.В. 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.

131. Гурова Н.В: Компьютерное моделирование термоактивируемых превращений, протекающих на антифазных и межфазных границах.

132. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук. Барнаул, 2000. 171 с.

133. Myshlyavtsev A.V., Stishenko P.V. Monte Carlo model of CO adsorption on supported Pt nanoparticle //Applied Surface Sci. 2010. V.256. P.5376-5380.

134. Leitner M., Vogtenhuber D., Pfeiler W., Puschl W. Monte Carlo simulation of atom kinetics in intermetallics: correcting the jump rates in Ni3Al // Intermetallics. 2010. V.18. 1091-1098.

135. Новое в синергетике: Взгляд в третье тысячелетие / под ред. Г.Г. Малинецкого и С.П. Курдюмова. М.: Наука, 2002. 478 с. С. 139-155.

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

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

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

139. Upmanyu М., Smith R.W., Srolovitz D.J. Atomistic simulation of curvature driven grain boundary migration // Interface science. 1998. №6. P. 41-58.

140. Gumbsch P., Zhou S.J., Holian S.L. Molecular dynamics investigation of dynamic crack stability // The American Physical Society. 1997. V.55. №6. C. 124-127.

141. Xiantao L. Variational boundary conditions for molecular dynamics simulations: Treatment of the loading condition // Journal of Computational Phys. 2008. V.227. P. 10078-10093.

142. Lankin A.V., Morozov I.V., Norman G.E., Pikuz S.A., Skobelev I. Yu. Solid-density plasma nanochannel generated by a fast single ion in condensed matter // Phys. Rev. E. 2009. V. 79. P. (36407) 1-13.

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

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

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

146. ШтремельМ.А. Прочность сплавов. / В 2-х частях. 4 1. Дефекты решетки. М.: Металлургия, 1982. 280 с.о

147. Волленбергер Г.И. Точечные дефекты / В кн.: Физическое металловедение. В 3-х т. Т.З. Физико-механические свойства металлов и сплавов / под ред. Р. Кана. М.: Мир, 1987. С. 5-74.

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

149. 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.

150. SobM., TurekL, VitekV. Application of surface ab initio methods to studies of electronic structure and atomic configuration of interfaces in metallic materials // Mat. Sci. Forum. 1999. V.294-296. P. 17-26.

151. Molteni C., Francis O.P., Payne M.C., Heine V. Grain boundary sliding: an ab initio simulation// Material science and Engineering B. 1996. V.37. P. 121-126.

152. Tang S., Freeman A.J., Olson G.B. Phosphorus-induced relaxation in an iron grain boundary: A cluster-model study // Phys. Rev. B. 1993. V.47. №5. P. 2441-2445.

153. SchweizerS., ElsasserC., HummlerK., FahuleM. Ab initio calculation of stacking fault energies in noble metals // Phys. Rev. B. 1992. V.46. №21. P. 14270-14273.

154. Xiao Zhi Wu, Rui Wang, Shao-Feng Wang, Qun-Yi Wei. Ab initio calculations of generalized stacking fault energy surfaces and surface energies for FCC metals // Applied Surface Sci. 2010. V.256. P.6345-6349.

155. Xiao Zhi Wu, Rui Wang, Shaofeng Wang. Generalized stacking fault energy and surfaces properties for HCP metals: A first-principles study // Applied Surface Sci. 2010. V.256. P.3409-3412.

156. XuJ., LinW., Freeman A.J. Twin-boundary and stacking-fault energies in A1 and Pd // Phys. Rev. B. 1991. V.43. №3. P. 2018-2024.

157. Resongaard N.M., SkriverH.L. Ab initio study of antiphase boundaries and stacking faults in Ll2 and DO22 compounds // Phys. Rev. B. 1994. V.50. №7. p. 4848-4858.

158. Sluiter M., Hashi Y., Kawazoe Y. The effect of segregation and partial order on the thermodynamics of (111) antiphase boundaries in Ni3Al // Computational Mat. Sci. 1999. V.14. P.283-290.

159. Morris J.R., JeJ.J. HoK.M., ChanC.T. A first-principles study of compression twins in h.c.p. zirconium // Phil. Mag. Lett. 1994. V.69. №4. P. 189-195.

160. Wang Y., Chen L.-Q., Liu Z.-K., Mathaudhu S.N. First-principles calculations of twin-boundaries and stacking-fault energies in magnesium // Scripta Mat. 2010. V.62. P.646-649.

161. DuesleryM.S. Ion-ion interactions in metal: their nature and physica manifestations // Interatomic potentials and simulation of lattice defects. Plenum Press. 1972. P. 91-110.

162. Хейне В., Коэн M., Уэйр Д. Теория псевдопотенциала. М.: Мир, 1973. 557 с.

163. Finnis M.W., Paxton А.Т., Pettifor D.G., Sutton А.Р., OhtaY. Interatomic forces in transition metals // Phil. Mag. A. 1988. V.58. №1. P. 143-163.

164. Кадыров Р.И. Термодинамические и динамические свойства металлов и сплавов в методе модельного функционала электронной плотности. Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук. Томск, 1999. 24 с.

165. Яковенкова Л.И., Карькина JI.E. Структура ядра дислокаций и деформационное поведение монокристаллического Ti3Al. Екатеринбург: УрО РАН, 2008. 284 с.

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

167. Rafn-Tabar H., Sutton A.P. Long-range Finnis-Sinclair potentials for fee metallic alloys //Phil. Mag. Lett. 1991. V.63. №4. P. 217-224.

168. Foiles S.M., BaskesM.I., Daw M.S. Embedded-atom-method functions for the fee metals Cu, Ag, Au, Ni, Pd, Pt, and their alloys // Phys. Rev. B. 1986. V.33. №12. P. 7983-7991.

169. PasianotR., FarkasD., SavinoEJ. Empirical many-body interatomic potential for bcc transition metals //Phys. Rev. B. 1991. V.43. №9. P. 6952-6961.

170. Daw M.S., Baskes M.I. Embedded-atom method: Derivation and application to impurities, surfaces, and other defects in metals // Phys. Rev. B. 1984. V.29. №12. P. 6443-6453.

171. Foiles S.M., Daw M.S. Application,of the embedded atom methodito Ni3Al // J. Mater. Res. 1987. V.2. P. 5-15.

172. Lewis L.J., Mousseau N. Tight-binding molecular-dynamics studies of defects and disorder in covalently bonded materials // Computational Mat. Sci'. 1998. №12. P. 210-241.

173. Cleri F., Rosato V. Tight-binding potentials for transition metals and alloys // Phys. Rev. B. 1993: V. 48. №h P.22-33.

174. Li J.H., Dai X.D., Liang S.H., Tai K.P., Kong Y., Liu B.X. Interatomic potentials of the binary transition metals system and some applications in materials physics //Physics Report. 2008. V.455. P. 1-134.

175. Агранович B:M., Кирсанов B.B. Проблемы моделирования радиационных повреждений-в. кристаллах // Успехи физических наук. 1976. Т.Г181. №1. С. 3-51.

176. Слуцкер.И.А. Молекулярно-динамическое исследование мощных -флуктуаций энергии в твердых телах. Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук. Ленинград, 1990. 16 с.

177. Wolf D: Correlation between the energy and structure of grain boundaries in bcc metals. I®. Symmetrical boundaries* on the* (110) and (100) planes.// Phil. Mag. Bi 1989. V.59. №6. P! 667-680:

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

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

180. Plimpton S.J. WolfE.D. Effect of interatomic potential on simulated grain boundary and bulk diffusion: A molecular-dynamic study // Phys. Rev. B. 1990. V.41. №5. P. 2712-2721.

181. HolianB.L., RaveloR. Fracture simulations using large-scale molecular dynamics//Phys. Rev.B. 1995. V.51. №17. P. 11275-11288.

182. Кустов С.JI. Структурно-энергетические характеристики специальных границ зерен наклона в металлах и упорядоченных сплавах на основе ГЦК-решетки. Диссертация, на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук. Барнаул, 1999. 193 с.

183. Маркидонов А.В. Бездиффузионный' механизм массопереноса в кристаллах, содержащих агрегаты« вакансий и межузельных атомов. Автореферат на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук. Барнаул, 2009. 22 с.

184. Яшин А.В. Исследование особенностей и стадий деформации нановолокон ряда металлов и сплава Ni3Al на основе ГЦК решетки. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук. Барнаул, 2010. 221 с.

185. Palacios F.J., Iniguez М.Р., Lôpez M.J., Alonso J.A. Molecular dynamics study of cluster impact on the (001) and (110) surfaces of the fee metals // Computational Mat. Sci. 2000. Y.l7. 515-519.

186. Гафнер Ю.Я., Гафнер С.Л., Мейер Р., Редель Л.В., Энтель, П. Роль температуры при изменении структуры нанокластеров Ni // Физика твердого тела. 2005. Т.45. в.7. С. 1304-1308:

187. Rexer E.F., Jellinik J., Krissinel E.B., Parkes E.K. Theoretical and experimental1 studies of the structures of 12-, 13-, and 14-atom bimetallic nickel/aluminium'clusters// J. Chem. Phys. 2002. V.l 17. P. 82-94.

188. Darby S., Mortimer-Jones T.V., Johnson R.L., Roberts C. Theoretical study of Cu-Au nanoalloy clusters using a genetic algorithm // J. Chem. Phys. 2002. V.l 16. P.1536-1550.

189. Meyer R., Laurent J., Lewis L.J., Prakash S., Entel P. Vibrational properties of nanoscale materials: from nanoparticles to nanocrystalline materials // Phys. Rev. B. 2003. V.68. P.104303-104313.

190. Michaelian K., Beltran M.R., Garzon I.L. Disordered global-minima structures for Zn and Cd nanoclusters // Phys. Rev. B. 2002. V.65. P.041403 (1-4).

191. Горлов H.В. Моделирование на ЭВМ плоских дефектов в упорядоченных сплавах типа А3В> и А3В(С); Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук. Томск, 1987. 214 с.

192. Козлов Э.В., Старостенков М.Д., Поповs JI.E. Применение потенциала парного взаимодействия в теории атомного дальнего порядка / В; кн.:I

193. Строение, свойства и применение металлов. М*.: Наука, 1974. С. 35-39.

194. IJaperopofl4eBi А.И., Горлов Н.В., Демьянов Б.Ф., Старостенков М.Д. Атомная структура^ АФГ и ее* влияние на состояние решетки1 вблизи дислокации в упорядоченных, сплавах со сверхструктурой Ll2 // Физическая! мезомеханика. 1984. Т.58. №2. С.336-343.

195. Moss S.С., Clapp P.C. Corrélation functions of disordered binary allbys III // Phys. Rev. 1968: V.17L №3. P. 767-777.203.- Horton J:A., Lin C.T. Anisotropic antiphase boundaries in rapidly solidified Nî3Al// ActaMet. 1985. V.33. №1-2. P. 2191-2199.

196. Ракитин Р.'Ю. Границы зерен в сплавах (GBA3B) / РОСПАТЕНТ. Свидетельство № 2009610715-от 30 января 2009.

197. Иверонова В.И., ' Канцельсон> А.А. Ближний порядок в твердых растворах. М.: Наука, 19771 256 с. '

198. Бокштейн Б.С., Бокштейн G.3., Жуковицкий А.А. Термодинамика и кинетика диффузии в твердых телах. М.: Металлургия, 1974. 280 с.

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

200. Лариков Л.Н:, Исайчев В.И. Диффузия в металлах и сплавах: Справочник. Киев: Наукова Думка, 1987. 509 с.

201. Бокштейн Б.С. Диффузия в металлах. М.: Металлургия, 1978. 248 с.

202. Смитлз К. Дж. Металлы: Справочник. М.: Металлургия, 1980; 447 с.

203. Старостенков М.Д., Кондратенко М.Б., Полетаев Г.М., Холодова Н;Б. Роль, динамических пар Френкеля в термоактивируемых процессах разу поря дочения? интерметаллических фаз .// Ползуновский вестник.1 2005; №2. (ч.2). С.79-84. ■. ':.' '.\ '

204. Фрост Г.Дж., Эшби;М;Ф; Карты:механизмов деформации; Челябинск: Металлургия, 1989. 328 с.

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

206. Старостенков М.Д., Дудник Е.А., Попова Л. А. Влияние деформации и температуры нагрева на изменение порядка в интерметаллиде №зА1 // Деформация иразрушение материалов- 2008; № 2. С. 13-16; . .

207. Лозинский М.Г. Строение и свойства металлов и сплавов при высоких температурах. -М.: Металлургия, 1963. 535 с.

208. Шиняев А.Я. Фазовые превращения и свойства сплавов при высоком давлении.- М1;: Наука. 1973. 155 с.

209. Суперсплавы II: жаропрочные материалы для аэрокосхмических и промышленных энергоустановок. В 2 кн; / под ред. Ч.Т. Симса, Н.С. Столоффа^У.К. Хагеля.,-М.:,^Металлургия^ 1995. 384 с.

210. Ланин А.Г. Термопрочность материалов (обзор). 4.1. // Журнал функциональных материалов. 2007. Т.1. №6. С.203-210. •

211. Бурханов Г.С., Бурханов Ю.С. Современные подходы к созданию функциональных металлических материалов. // Журнал функциональных материалов. 2008. Т.2. №1. С. 4-14.

212. Одесский П.Д. Современные тенденции повышения эксплуатационной стойкости конструкционных сталей // Деформация и разрушение материалов. 2008. №4. С. 2-11.

213. Гринберг Б.А., Иванов М.А., Антонова О.В., Кругликов H.A., Пацелов A.M., Плотников A.B., Кадникова Ю.П. Обнаружение эффектаавтоблокировки дислокаций в интерметаллидах // Деформация и разрушение материалов. 2008. № 12. С. 2-19.

214. Карькина Л.Е., Яковенкова Л.И. Температурные аномалии деформационного поведения и дислокационная структура Ti3Al (Обзор) // Физика металлов^ металловедения. 2009. Т.108. №2. С.188-216:

215. Терещенко» H.A., Уваров А.И., Яковлева И.Л1 Влияние деформационных двойников на упрочнение хромомарганцевых аустенитных сталей // Деформация и разрушение материалов. 2010. № 3. С. 1-6.

216. Розенберг В.М. Ползучесть металлов. М.: Металлургия, 1967. 276 с.

217. Баимова Ю.А., Дмириев C.B., Астанин В.В., Пшеничнюк А.И. Исследование кооперативного зернограничного проскальзывания в двумерном кристалле методом молекулярной динамики // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2010. Т.7. №3. С.7-11.

218. Psakhie S.G., Korostelev S. Yu., Negreskul S.I et al. Vortex mechanism of plastic deformation of grain boundaries. Computer simulation. // Phys. Status Solidi B. 1993. V.176. P.41-44.

219. Псахье С.Г., Зольников К.П. О возможности вихревого механизма перемещения границ зерен при высокоскоростном сдвиговом нагружении // Физика горения и взрыва. 1998. Т.34. №3. С. 126-128.qV

220. Псахье С.Г., Уваров Т.Ю., Зольников К.П. О новом механизме генерации дефектов на границах раздела. Молекулярно-динамическое моделирование // Физическая мезомеханика. 2000. Т.З. №3. С.69-71.

221. Псахье С.Г., Зольников К.П., Крыжевич Д.С., Тюменцев А.Н. О термофлуктуационном формировании локальных структурных изменений в кристалле в условиях динамического нагружения // Физическая мезомеханика. 2005. Т.8. №5. С. 55-60.

222. Псахье С.Г., Зольников К.П., Крыжевич Д.С., Липницкий А.Г. Молекулярно-динамическое исследование возможности термофлуктуационного механизма генерации структурных дефектов при высокоскоростной деформации // Письма в ЖТФ. 2006. Т.32. в. 3. С. 14-18.

223. Псахье С.Г., Уваров Т.Ю., Зольников К.П. О новом механизме генерации дефектов на границах раздела. Молекулярно-динамическое моделирование. // Физическая мезомеханика. 2000. Т.З. №3. С. 69-71.

224. Van Swygenhoven H., Farkas D., Саго A. Grain-boundary structures in policrystalline metals at the nanoscale // Phys. Rev. 2000. V.B62. №2. P. 831-838.