Компьютерное моделирование термоактивируемых превращений, протекающих на антифазных и межфазных границах тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

МИНИСТЕРСТВО ОБРАЗОВАНИЯ РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ АЛТАЙСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ТЕХНИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ им. И.И. ПОЛЗУНОВА р|*Б ОД

1 2 СсН 7.

" ;г

На правах рукопиа УДК 548.5.01:538.91.40:

ГУРОВА НАТАЛЬЯ МИХАЙЛОВНА

КОМПЬЮТЕРНОЕ МОДЕЛИРОВАНИЕ ТЕРМОАКТИВИРУЕМЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ, ПРОТЕКАЮЩИХ НА АНШФАЗНЫХ И МЕЖФАЗНЫ

ГРАНИЦАХ

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Специальность 01.04.07 - физика твердого тела

Барнаул - 2000

гц сишслпсиа с ллтаискс'м гооу,дирстб£1п!см тсх1хичсспо'» ^ииссрси

Научные руководители: доктор (}> изи«. о- м атем ати ч ее кил наук,

профессор Старостенков М.Д., кандидат физико-математических. наук, АндрухоЕаО.В.

Официальные оппоненты: ДОКГГОр фнЗШчО-МатСГиаТПЧССКЯХ КауК.

профессор Безносюк С. А.,

кандидат физико-математических наук

профессор Голубь П.Д.

Ведущая организация: Томсгат государственный архитектур-

но-строительный университет.

Защита состоится " ¿¿¿^ " 2000 г. в Ы час. на:

дантш специализированного совета Д064.29.02 по присуждению ученой пели, кандидата физико-математических наук при Алтайском государст ном техттческом университете по адресу: 656099, г. Барнаул, пр. Ленина.

С диссертацией можно ознакомиться в научной библиотеке Алтайс государственного технического университета.

Автореферат разослан "_£>_" 2000 г.

Отзывы на автореферат, заверенные гербовой печатью организаций, сим присылать в 2-х экз. на адрес университета.

Ученый секретарь специализированного совета, кандидат физико-математических наук, профессор

Жданов

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ.

Актуальность проблемы. Вопросы, связанные с фазовым превращение ядок-бсспорядок (ФППБ) исследуются давно. До последнего времени ви: не уделялось преимущественно степешг упорядочения» а также способ! достижения. Основным механизмом, приводящим сплав в разупорядоче) состояние (с параметром порядка Т1<1) традиционно считалось образован! :чных дефектов замещения. Однако, исследования последних лет дают о< мшя полагать, что вклад точечных дефектов замещения (ТДЗ) в разулор. жие значителен только на ранних стадиях процесса. Энергетически бол( эдно их слшпше в кластеры и сегрегации, в образование мшфодоменов, те зШ восстанавливаются утраченные правильные связи. В последние год [еримевталыше и теоретические усилия фокусируются на количественно 'чествснном определешш роли доменных границ (антнфазных доменны ащ) в превращении порядок-беспорядок. Несмотря на то, что общач теорк ювесных систем достаточно разработана и изучена, проблемы кинетики, 1 временной эволюции неравновесных систем, в частности в процессах ф; IX превращений, изучены значительно меньше, в то время как подобны >лемы являются важными. Имеется значительное число работ, в которы гедуется поведение ангифазяых 1рашгц (АФГ), однако ряд вопросов, кг дкхся особенностей тонкой структуры последних и их эволюции в пронес ззупорядочения (упорядочения), изучен мало.

Настоящая работа посвящена исследованию эволюции структуры акта ¡ых границ в бинарном сплаве стехиометрического состава АВ при разупс »чешга и анализу их роли в фазовом превращении порядок-беспорядок. Ис о ватой проведены методом компьютерного моделирования, где разупсря шге реализуется диффузией компонент сплава по вакантным узлам решет

Целью работы является анализ конфигураций распределений атомов на гь 1зных границах и в объеме сплава в кинетике и в равновесном состоянии в температурном интервале фазового перехода порядок-беспорядок. Расче сновании полученных данных структурных и энергетических характера моделируемых храниц. Установление роли АФГ в фазовом переходе и и ход в межфазные границы. Анализ поведения межфазных границ при тем гурах близких к критической температуре ФППБ.

Научная новизна.

Получены и проиллюстрированы картины эволюции "тонкой" структур! при изотермическом отжиге упорядоченного модельного сплава со сфор ванными в нем границами различной ориентации. Проведен анализ рас еленгая структурных особенностей на АФГ, их подвижность и коалесцен иггафазных доменов. Данные сопоставлены с аналогичными харакгериста

ами, полученными для всего объема моделируемого материала. Для АФГ ичных ориентации исследовано изменение протяженности, степени и глуб 1асетирования от времени и температуры отжига сплава. По creí размытия" рассмотрен переход антифазных границ в межфазные (в дав гсучае МФГ являются разделом между фазами с ближним и дальним поря.г расположешш атомов). Рассчитаны структурные характеристики МФГ, изируется структура фазы с ближним порядком.

Практическая и на-учная непность.

Проведе1шое исследование дает сведения о качественном поведении с ов со сформированными АФГ в процессе ФППБ. Самостоятельный кит редставяяют полученные временные и температурные зависимости струк о - энергетических параметров, характеризующих поведение АФГ различ риентаций при изотермическом отжиге. Крайне необходимы данные о сг уре и поведении межфазных границ. Эти результаты важны и для хеоретн для экспериментаторов, работающих в области атомного упорядочения, ни качественно подтверждают имеющиеся данные о роли АФГ в атом порядочении (разутюрядочении) и дополняют их новыми деталями. Данпп волюции структуры АФГ могут быть использованы также при нсследовг олзучеста, сверхпластичности, взаимодействии АФГ с дислокациями. А' ая структура АФГ важна при анализе электронно-микроскопических изо :енин высокого разрешения. Кроме того, результаты могут быть использое качестве демонстрационного материала для студентов физических сгтеци остей.

Защищаемые положения:

1. Зависимость (взаимосвязь) механизмов коалесцекцш аитифазных менов от ориентации и протяженности антифазных границ, их ра ляющих.

2. "Размытие" ангифазных границ как результат локализации на структурных особенностей. АФГ-цешр разупорядочения.

3. Переход ангифазных границ в межфазные' является результатом "размытия "ангифазных границ.

. Апробация работы. Основные результаты работы доложены на междуна ных и российских конференциях: International Conference on Advanced N rials (E-MRS97 Spring Meeting), Страсбург, Франции (1997); the 4th ШГ International Conference in Asia (MRS-J97), Чиба, Япония (1997); International Symposium on Advanced Materials, September 21-25, Islama Pakistan (1997); XIV уральской школе "Фундаментальные проблемы физ ского металловедения перспективных материалов", Ижевск (1998); 1 Spring Meeting 98, Сак-ФрзнцкСко, США, (1998); IV международной шк

:еминаре "Эволюция дефектных структур в конденсированных средал Барнаул (1998); the 5th IUMRS International Conference in Asia, Бангалор, И ция (1998); второй конференции "Материалы Сибири", Барнаул, (1998); ti 5th IUMRS International Conference on Advanced Materials, Пекин, Кита [1999); VI международной научно-технической конференции "Актуальш проблемы материаловедения", Новокузнецк, (1999); международной ко; ференции "Актуальные проблемы прочности", Псков (1999); V Межгосуда гтвенный семинар «Структурные основы модификации материалов метод ми нетрадиционных технологий (MHT-V)», Обнинск, 1999.

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 20 печатных р

Объем работы: Диссертация состоит из введения, четырех глав и заключ [. Работа изложена на 171 странице машинописного текста, содержит 61 р

:ок.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ.

Введение. Во введении изложена актуальность исследуемой проблем; эмулированы цель диссертационной, работы и основные защищаемые п :сеши. Дается краткое содержанке работы по главам.

Первая глава. Рассмотрены современные представления об особенност: текания процесса упорядочения и фазового перехода порядок-беснорядо вводится обзор теоретических и экспериментальных работ по исследовали лгоции, атомной структуры, свойств атлфазных границ и их роли в фаз с превращениях. В конце главы сформулированы основные задачи диссерт )нной работы.

Во второй главе представлена физическая модель и методики расчета ос ных характеристик модельного сплава.

В компьютерном эксперименте используется простая модель дкффузпо v процесса атомного разупорядочения двумерного сплава с кристашшчесю геткой, соответствующей модели йзипга. Рассматривается двумерный ср ¡стаяла в направлении {100}. Атомы сортов А и В расположены в узлах ж ой квадратной кристаллической решетки, образуя сплав стехкометрнческо: гава АВ. Размер расчетного блока выбирался 100x100 атомов, и накладын ь периодические граничные условия, устанавливающие трансяяционн> -ариантность и устраняющие дефекты границ блока. Часть узлов, опрел мат концентраций вакансий Cv, остается свободной. Концентрация вакана кралась 3x10"4, и в ходе эксперимента предполагаюсь, что их число с теч ад времени не изменяется. Задаваемая температура материала также счш ь неизменной во времени и пространстве T(x,y,t)= const. В эксперимен

$1ггшба5тся только ешсиххсиоххиык мсхдпкзм дпффузци, й рзднус мсук2т0иш ¡аимодействня ограничивается двумя первыми координационными сфсрс пергки связи атомов различных сортов в зависимости от радиуса коорджс [той сферы подобраны в эксперименте таким образом, чтобы обесае* [ахматаое расположение атемоЕ АиВпо узлам решетки. В работе не осу гвляется переход к реальному масштабу времени, поэтому мерой продол гльностк процесса полагали число прыжков вакансий.

Компьютерный эксперимент проводаяся по следующей схеме:

1) моделировалось упорядоченное йо тину "шахматной" структуры ; ковки атомами компонент узлов решетки состояние сплава с налет АФГ определенного типа;

2) запускался вакансионньш механизм, диффузии по узлам кристалл ской решетки;

3) .при достижении сплавом равновесного состояния процесс обрывал«

Модельный сплав считался достигшем равновесия при выходе сред!

;онфигурациопной энергии сплава на постоянное значение.

Приведены выражения энергий (в относительных единицах) низко №ксных АФГ в зазкскмостп от их ориентации п типа с учетом двух пер} соордашадионнкх сфер, которые получены путем пересчета сумы связей 1Т0лХаМ. Описана процедура получения "проявленных' картин распредслс ггомоб по узлам крксталлкчсскоя решеткн к различные истоды нх визуал» дни. Приведены сгрУ' р;;о-э;;ергст;;';се:а;е параметры, кспользусмыс для эактерпстшсн разупорядэчеппого равновесного состояния сплава, теп лрукгуры ЛФГ и фазы с блшкивы порядком, а таске методики их расчета.

В третьей главе рассматривается процесс коалесценцЕти доменов, аи: зируется эволюция и равновесные структуры АФГ.

Ранее для данного типа модельного сплава была анатиткчеекп пока: энергетическая выгодность неконсерзативных (термических) актифазкых ниц ориентации {11} тшга АА и консервативных (сдвиговых) границ правления {10}. В ходе рада компьютерных экспериментов установлено, при разупорядочешга реализуются в основном комплексы АФГ этих ор: таций. Представляют определенный интерес процессы релаксации этих I (как в смысле тонкой структуры, так и изменение энергетики и параметра рядка на них во всем температурном интервале ФППБ).

в) г)

с.1. Исходные структуры, ис-едуемыс в работе. Черним и аым цветами окрашены атомы гнфазяых доменов, ушрядо-яных по типу шахматной

)\тступьг.

В качестве исходных струкгур в идеально упорядочешшй по типу шахматной структуры сплав вводились антифазные домены со сформированными в них границами, ориентированными вдоль направлений: {10}, {01} (рис.1.а, б), {11} (рис.1.в.) и {12} (рис.1.г), различной протяженности и топологии. АФГ ориентации {10}, {01} и {12} -сдвиговые и не нарушают стехиометрии данного модельного сплава. В области границы ориентации {11} наблюдается нарушение стехиометрии и последняя может быть диагностирована как неконсервативнач (термическая). В ходе эксперимента менялось число и размер антифазных доменов от 2 до 10. На рис. 1. представлены основные исходные структуры, исследуемые в ра-

3 ходе эксперимента установлено, что в процессе термоактивированной туркой перестройки, АФГ выбранных нами типов претерпевают различ-вмененпя. Для всех рассматриваемых типов АФГ на ранних этапах (по :нн) процесса разупорядочения характерно фасетирование границы и ее едание", длина АФГ увеличивается по сравнению с исходной. На микроуровне наблюдается

о- о {10}

- □ {11} ¿{12} X др.

о п . --■А-- -ЙЙ

о -в О

!

А л л

$ •х д ДА

— X 1 ... I

О

1

х10\

2. Зависимость доли дайн участков АФГ разлнч-орисктаций (отношение длин участков ориенти-нных в каком-либо направлении к общей длине ') от времени отжига сплава.

переориентация отдельных ее участков в направлениях, отличающихся от заданного первоначально. Наиболее вероятно образование участков АФГ ориентированных в направлениях {10},{01} и {И}, кроме них просматриваются участки ориентации {12} и {13} (рис.2.).

Процесс

Ьафг,ед.а. ____ лаксации антю

ной границы провождается менением ее дя (рис.3.), а сама ница как бы д фует по 061 сплава. Это словлено тем, миграция вакш по объему сш

0 1 2 3 4 5 *107к наряду с измен

ем структуры I приводит к ко ренцаи антифаг

Рис.3. Зависимость средней длины АФГ (Ьафг) от вре- доменов в р мени отжига сплава. (под конкуреи

подразумевг

юочередное уменьшение и увеличение размеров АФД). Отметим, что не хлопывакия АФГ (уменьшения ее длшш до 0, на рисунке участок ВС) щ: :одит в среднем за 1000000 итераций, период ее релаксации значительно солжктельиее (несколько десятков млн. итераций, участок АВ).

Одаозреметшо с розьсдшП'уМ х ^«^тгихх!*! Ни 1!аЧиЛ1>1ш1Х эгопих про*, йбжодается ооразогапие ТДЗ, кластеров и сегрегации, как в упорядоче; [>ззе, таг; и на самой границе, В процессе разупорядочения на АФГ появля ювые стрзтегурные образования - микродомены. Наиболее вероятный ра вс не превышает 10 (в редких случаях 20) атомов. Микродомены - неустс !Ы. Велика вероятность как их «ехдопьшания» с образованием кластеров и >егаций, так и их образования на месте названных структурных особенно Эднако, МКД как и кластеры и сегрегации являются характерной особенно гроцесса разупорядочения на начальном этапе. Флуктуация длины грш приводит и к изменению удельного числа структурных особенностей (ота гае числа структурных особенностей, прилипших к АФГ, к ее длине) на гго показано на рис. 4.

В области температур (Т>0,26Тк), где реализуется двухфазное равнов« :остояние сплава граница также фасетируется вдоль различных направж ю ее структура становится лабиринтной. Процесс разъедания АФГ проис? золее интенсивно, с образованием большего числа структурных особенно которые с большой вероятностью могут объединиться в фазу с ближним п< шм. Такие группы не устойчивы, для данной области температур, и с рг зсроятностыо могут распасться на составляющие их части и образов

600 400 200 л

К к X 0.39Тк

X ' ж К 02бТк X

—__. ОЛЗТк

- о.овта 1 1 ( « ! & ' (

:ь. Затем образуются прослойки неупорядоченно» фазы, наблюдаете: >шо известный эффект "размытия" АФГ.Процесс разупорядочения и влня на его протекание различных механизмов, в частности интересующих на< может быть описан при помощи температурных и временных зависимо . параметра дальнего порядка. Параметр дальнего порядка определялся от .но на антифазных границах и в доменах упорядоченной фазы, как отноше числа правильно сидящих атомов, к полному их числу в тех или иных рас риваемых областях сплава. Характерной особенностью временных зависи гей является резкое снижение параметра порядка на начальных этапах про а разупорядочения, с последующими флуктуациямя около какого-либ< говесного значения (в зависимости от температуры). Флуктуации г| связаш рестройкой и изменением структуры АФГ, а также с образованием и изме ¡ем числа различных структурных особенностей по всему объему сплава. Описанный выше механизм является общим для всех типов АФГ. Однако алесценции доменов разделенных различными типами границ имеются не рые отличия. Так, при релаксации АФГ направления {10} (рпс.1а), сопро ¡хающейся конкуренцией двух антифазных доменов в росте, на мезоуровн гленная ориентация границ сохраняется вплоть до выхода системы на рав :снс. При перестройке пересекающихся АФГ, ориентированных в направ ш {10} {01} происходит разрыв границы в точке пересечения и постепен

ное объединен!! двух однотипны: доменов в один. ( течением времен) вместо четырех ан тифазных домсное расположенных виде "шахматки (см. рис. 16.), оста ются два крупны: АФД, дрейфугощи; в объеме с плаве Границы, их разде ляющие, на мезс

г.4. Зависимость удельного числа структурных осо- уровне постеиенн шостей, локализованных на АФГ от времени отжн- переориентлруютс сплава при различных температурах. вдоль яагтравленн

{11} и сохраняю

эрнентациго на протяжении дальнейшего процесса. В процессе же разупорядочения структуры, представленной на рис. II южно два механизма рслаксацшх АФГ направления {11} при различны юратурах в интервале от 0,013 до 0,ЗТк.

При одном из кях, на мсзоуровнг, наблюдается переориентация грашп гаправлешш {01} или {10} и фасстирование АФГ преимущественно вдоль [равленпя {11} и {10} на мшсроуровне. Далее механизм повторяет описан ,ыше. Другой механизм релаксации АФГ со стартовой ориентацией {11} в» ¡ает в себя фасетироваше границ бдоль различных направлений на микроу te и их «сглаживание» в точках пересечения на мезоуровие, что придает ледней округлую форму. Далее происходит уменьшение радиуса криви раницы с последующим ее «схлолывадаем», что обуславливает mohotoi бывшие протяженности границы до нуля на протяжении всего процесса.

Для неследования влияния протяженности АФГ в стартовой структур! роцесс ее релаксации были рассмотрены структуры аналогичные преде енной на рис. 1 ,а, но состоящие из большего числа чередующихся антифаз оменов равных обьемов: четырех, шести, восьми и десяти. Протяженш .ФГ в таких структурах составила четыреста, шестьсот, восемьсот а тьк д.а., соответственно. Процесс коалесценция доменов сопровождается ум< 1ением длины АФГ до тех пор, пока в сплаве, за счет поочередного объед! ия доменов одного сорта и поглощения доменов другого сорта, не о стан* ва антифазных домена. Дальнейший процесс релаксации оставшихся АФГ чет конкуренции двух АФД в росте проходит по механизму, опнеани ыше. Таким образом, изначальная протяженность АФГ при задании структ прсделяст толысо период ее релаксации до момента, когда в сшюес в проц; оякурекции остается только два АФД и ни как не влияет на дальнейший г ¿сс.

В результате процесса разупорядочепия, для дащюго модельного спл гагшзующкеся в процессе атомной перестройки равновесные структуры, м

0 разделить па пять основных типов, соответствующих стадиям кинет роцесса разуиорядочеккя. К первым двум типам относятся структуры, peí /емые яри низких температурах (0,013 - 0,261*). Равновесные состоять сом случае, характеризуются наличием упорядоченного монодомена с некс им числом структурных особенностей в нем. Следующие три типа струк ;ализуются при температурах выше 0,26TS. Отметим, что при температурам

1 сплав представляет собой двухфазную смесь, включающую два и более разных домена (в зависимости от температуры) и несколько флуктуаци ых микродоменов, которые могут объединяться в группы (ФБГТ). Равновес )стояние становится гегерофазным (имеется ввиду наличие в сплаве двух ф юрядоченной и разупорядоченной). При температурах, близких к Тк, в спл 1блюдается преимущественно разупорядоченное состояние при наличии од > или нескольких флуюуационных антафазных доменов. АФГ, nocrenei омываясь с повышением температуры отжига сплава, переходят в МФГ иав проходит последнюю стадию процесса разупорядочепия.

Как показал компьютерный эксперимент равновесные состояния, дос емые этими системами в процессе тсрмоаетишрусмой перестройки, в даш рии экспериментов зависят только от температуры. Поэтому далее рассм

рнваются рав1 весные струю ры АФГ на п] мере систе! антифазных ; менов с исх< ной ориентацт АФГ в направ. нии {10}.

Для р сматриваем структуры р; нонесные А< появляются сплаве, начш с темпсрату порядка 0,35'

0,3

0,5

0,7

Т/Тк

Рис.5. Температурная зависимость средней длины АФГ (Гафг) упорядочивающегося модельного сплава, находящегося в равновесном состоянии.

мена

(мп:фоЛФГ не уч:;'гь:ка:о

),3

0,5

цс.6. Температурная зависимость средней толщины ФГ (с1афг) упорядочивающегося модельного сплава, на->дящсгося в равновесном состоянии.

как границы а жду аптпфазн гея). Повышение температуры привод к измельчен; доменной стр; туры, грани становится ла( ринтной, ее п; тяженность «толщина» у ее! чивается. Данн о длине и толп не границы в : висимости температуры п[' ведены на рис.5 рис.6., с о ответ! венпо. Эти па{ метры увелич ваются до темг ратуры поряд О.бТс, при котор

0,7

Т/Тк

стншот максимального значения, после чего нх значения уменьшаются и температуре порядка 0,7Т£ обращаются в нуль. Это объясняется постсп [м переходом антифазных границы, за счет "размытия" с увеличением тем: гуры, в межфаз1ше. Размытие АФГ обусловлено «прилипанием» к ним с р и температуры структурных особенностей: кластеров, сегрегаций и ми к менов. В итоге фаза с ближним порядком оказывается локализованной п [ущественно на АФГ. На рис.7, приведены температурные зависимости чи«

и среднего раз! ра МКД (крга 1) и сегрегат (кривые 2). Чщ этих структурн особенностей р тет вплоть 0,6ТК, где дос гает максима ного значен Дальнейший температуры п] водит к умены шпо числа мик] доменов и сег гаций, что не

2), в равновесной структуре модельного сплава, от тем- последнюю о [ературы. редь связано

уменьшена

отяженности АФГ и перераспределением последних в фазу с ближним 1 дков в расположении атомов. При Т>0,7Т5, когда в равновесном сплаве пр авлены только МФГ, эти параметры обращаются в нуль. Аналогично ве; бя плотность этих структурных особенностей (отношение общего их числа ЬГ к ее длине), а также концентрация атомов (отношение числа атомов в к ерах, сегрегациях и микродоменах к общему числу атомов в модельном сп - 100000) в них. В целом по объему сплава данные характеристики растут ем температурном интервале. Отметим, что поскольку при низких темпе рах изменение протяженности АФГ незначительно (см.рис.4), то это в св ередь обуславливает низкую скорость роста на АФГ вышеописанных па ггров, по сравнению с областью более высоких температур. Данные о дли лщине АФГ и представленных выше характеристиках хорошо коррелиру :жду собой (пики их совпадают).

Для описания равновесного состояния модельного сплава на рис.8, при на зависимость параметра дальнего порядка от температуры отжига спла швая 1 отражает степень порядка внутри доменов упорядоченной фазы. 1

0,3 0,4 0,5 0,6 0,7 Т/Тк

'ис.7. Зависимость числа микродоменов (1) и сегрегации

0,8

0,6

0,4

0,2

0

0.2

0.4

0,6

0,8

1

1,2 Т/Тк

Рис.8. Зависимость параметра дальнего порядка от температуры в доменах упорядоченной фазы (1), в среднем по объему с учетом ФБП (2), вблизи АФГ (3).

начительное убывание п на начальных этапах (линейный участок графике

0,2ТК) обусло!

^ ^^ _ но малым Bi

дом ТДЗ в г цесс разупор; чения. Пс включения в : процесс та механизмов кластеры и к родомены, < рость измене параметра по] ка возраст Пали двухфазной ласти в iiHTepj температур ~0,26ТК до ~0 отражает hi

[ейный участок графика. Кривая 2 определяет т| во всем объеме сплава, a bi »авновесных АФГ в параметр дальнего порядка показывает кривая 3. С пс пением температуры наблюдается убывание порядка, как на границах, так i 1сему объему. Наибольшая скорость убывания порядка в сплаве (кривая 2) >лк>дается на участке температур, где имеются равновесные АФГ, чго демо шрует их вклад в процесс разупорядочения. После вытеснения антифаз раниц межфазными скорость убывания т| уменьшается, а после исчезнов; щорядоченной фазы наблюдается чувствительность фазы с ближним поря;: с температуре, что демонстрирует последняя ветвь кривой 2. На скор уменьшения дальнего порядка с ростом температуры оказывает влияни< голько включение новых механизмов разупорядочения, но и включение в зов вносимых многочастичными корреляциями (3х частичными и более).

По полученным в ходе компьютерного эксперимента картинам распр тения атомов по узлам кристаллической решетки, анализируются темпера дые флуктуации АФГ. В качестве параметров, описывающих эти флуктуа 5ыли выбраны следующие: длина и глубина фасетирования АФГ, о преде, дая диффузионную стабильность границы, на мезоуровне; распределение эодоменов по размерам и концентрация атомов, локализованных на гран да микроуровне.

Приведены зависимости параметра ближнего порядка Каули равновес ; плава от температуры отжига. Анализируются некоторые энергетически! эактеристики равновесного сплава, такие как свободная и конфигурацио

энергии и энтропия, рассчитанная в двух приближениях - Горского-Е Вильямса и Каули.

В четвертой главе анализируется переход антифазных границ в ме ные, приводятся некоторые количественные характеристики, иллюстрир) роль кластеров, сегрегации и микродоменов в фазе с ближним порядкол смотрена тонкая структура ФБП. Для характеристики, определяющей различных структурных особенностей в равновесном модельном сплав! выбран относительный объем 8, который определялся как отношение атомов принадлежащих различным структурным особенностям к полном лу атомов в сплаве. График на рис.9, наглядно демонстрирует флукх

удельного о! занятого р ными стр ными обр ниями в ] веском моде сплаве.

Отмети межфазные ницы стан! характерной бенностью с наряду с А<Е чиная с те! туры при 0,25ТК ког сплаве шш ся участки < виде небо обьединенш

стеров, сегрегации и микродоменов. Это пока еще микрограницы, имеют значительную протяженность (не более 100 а.е.), что демонстрирует гра4 висимостн протяженности межфазных границ от времени отжига сплава ] денный на рис. 10. Фазы с ближним порядком в данном температурном 1 вале не стабильны. Велика вероятность, как объединения структурных о ностей, так и их распада на составляющие части. Это обуславливаег фл ции ФБП не только по размерам и форме, но и по локальному расположе объеме сплава. По мере увеличения температуры их протяженность увел« ется, так при Т=0,4ТК средние значения длины составляют ~600 ед.а. к ед.а. для АФГ и МФГ соответственно. За счет изменения атомной конф: ции границ движущимися вакансиями вид границ становится лабирин глубина фасетирования составляет 2,3 ед.а. и 1,6 ед.а. для АФГ и М<3

Рис.9. Температурная зависимость удельного объема структурных особенностей, реализующих равновесное состояние модельного сплава: 1-упорядоченная фаза, 2-фаза с ближним порядком, 3-АФГ, 4-МФГ.

ЬмФГ,ед.а

О 0,3 0,6 0,9 1,2 Т/Тк

ис.10. Зависимость средней длины межфазных границ г температуры отжига модельного сплава.

ответствен Повышение т< пературы при дит к росту дс ФБП и ее пе распределен из упорядоченЕ области па Л<3 в результате ч< на последних с разуется скот 1ше все больше числа кластер! сегрегации МКД. Раздел между такими < ластями и упо]

генным доменом являются уже не антифазные, а межфазные границы. Так )азом, часть АФГ, постепенно «размываясь», переходит в МФГ, увеличит i самым их удельный объем и протяженность. Увеличению этих параметр юобствует также и то, что зародыши ФБП, имеющиеся внутри крупн1 >Д, в ходе процесса раз упорядочения разделяют последние на более мелк .1ены и тем самым измельчают доменную структуру материала. Отметим, ч ша АФГ пока еще значительна. Так, к температуре 0,52 Тк ее среднее зна> : составляет ~800 ед.а., в то время как МФГ при этой же температуре име: ггяженность -600 ед.а. "Глубина" фасетарования практически выравнивав я изменяется в пределах от 2,5 ед.а. до 2,6 ед.а.. Температура порядка 0,6 актеризуется максимальным значением длины (~1200 ед.а.) и толщины i АФГ. Ьмфг также продолжает увеличиваться, но достигает своего макси» к 0,65ТК где составляет ~850 ед.а. Протяженность же АФГ при этой темпер е уменьшается до 200 ед.а. По этим значениям можно сделать вывод о пер ;е большей части АФГ (не учитывая микроАФГ) в МФГ. Максимальна п й температуре и глубина фасетирования - 3,3 ед.а. При температурах пору ),7ТК относительные объемы фаз с ближним и дальним порядком в pacnoi ши атомов выравниваются. Протяженность межфазных и антифазных гр [ составляет ~700 ед.а. и ~Ю0 ед.а., соответственно, что свидетельствует ном переходе антифазных границ в межфазные. Теперь, упорядочешн Д «плавают» в разупорядоченпой матрице и отделены от нее достаточ тяженными, фасетированными МФГ. Наличие в структуре двух фаз (упор енной и разупорядоченной) является характерной особенностью сплава д ной температуры. Дальнейшее повышение температуры до Тк приводит пьшешио длины МФГ до 50 ед.а., это уже микрограницы, отделяющ

гуктуацнонные мнкродомены от разупорядоченной матрицы. Наличие упс генного домена в сплаве не стабильно, так как вакансии легко меняют стр ру МФГ, отделяющей его от неупорядоченной области, а это может приве исчезновению, «дрейфующего» в ФБП упорядоченного домена. Однако, 1Ятность его образования в другом месте сплава еще достаточно велика, шьшое повышение температуры за Т£ приводит к исчезновению упорядо1 )й области, соответственно и межфазных границ, и переходу сплава в сос ie с ближним порядком в расположении атомов, которое сохраняется и шьнейшем повышении температуры.

Полученные результаты хорошо согласуются с предсказанным ранее и :нием микродоменной структуры материала для рассмотренного темпера >го интервала.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ И РЕЗУЛЬТАТЫ.

В рамках диффузионной модели атомного упорядочения для моделы сплава показана возможность реализации нескольких механизмов коа ценции доменов и релаксации антифазных границ, их разделяющих. . Установлено, что увеличение числа антифазных доменов и, соогветстве общей протяженности АФГ влияет только на период коалесценции до мента, когда в процессе конкуренции останется два АФД и никак не вл на дальнешний процесс. . Показано, что на мезоуровне при релаксации АФГ их начальная ориент; либо сохраняется, либо происходит переориентация вдоль других напрг ний.

. На микроуровне происходит фасетирование АФГ на участки ориентире

ные в различных кристаллографических направлениях . Показано, что при наличии в упорядоченном материале антифазных дом процесс разупорядочения протекает одновременно (при низких темпе! pax) как в объеме материала, так и на АФГ. . С повышением температуры наблюдается эффект «размытия» АФГ. Г док по мере приближения к АФГ убывает монотонно за счет локализащ последних структурных особенностей.

Показано, что МФГ, разделяющие фазы с ближним н дальним порядк расположении атомов, появляются при температурах далеких от кри' ской температуры ФППБ. !. Установлено, что с повышением температуры отжига ашифазные rpai переходят в межфазные, причем структура последних также явд "размытой" и фасепгрованной.

ПУБЛИКАЦИИ.

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работа:

itarostenkov M.D., Andruhova O.V., Lomskikh N.V., Gurova N.M., Borisq V.V. Computer simulation of thin film atomic structure reconstruction termoacti 'ated process./ Book of abstract of International Confereiice on Advanced Materi ils'97 // E-MRS '97 Spring Meeting,. June 16-20, 1997, Strasbourg (France), p )-31.

itarostenkov M.D., Andruhova O.V., Lomskikh N.V., Gurova N.M., Boriso V.V. ; Simulation of termoactivated process of thin film atomic structur econstruction./ Book of abstract of the 4" IUMRS International Conference ii ^sia // MRS-J '97, Septcmber,16-18,1997, OVТА, Makuhari, Chiba, Japan 1.668.

itarostenkov M.D., Andruhova O.V., Lomskikh N.V., Gurova N.M Th liffusional stable of stratified and netlike structures of the ordered alio; Eivestigation structures. // 5th International Sytnposiuia on Advanced Materials >eptember21-25. 1997. Islamabad, Pakistan.p. 137

"таростенков М.Д., Андрухова O.B., Борисов A.B., Гурова Н.М., Ломски LB. Исследование кинетики термоактивируемых процессов и структур! »авновесных состояний при фазовом переходе порядок-беспорядок./ Фунда ¡енталькые проблемы физического металловедения перспективных мате таалов // Тезисы докладов XIV Уратьской школы, 23-27 февр. 1998 г. Ъкевск, с.89-90.

itarostenkov M.D., Andruhova O.V., Lomskikh N.Y., Gurova N.M., Boriso' LV. Influence of atomic interaction radius on termoactivated process structur econstruction./ Abstracts of the MRS Spring Meeting'98 // April, 13-17, 1998 ian Francisco, California, USA, p.442.

л-аростенков М.Д., Козлоз Э.В., Андрухова O.B., Ломских Н.В., Гуров LM. Эволюция структуры аптифазных грашгц в процессе атомного упоря (очепия и разупорядочения./ Эволюция дефектных структур в конденсиро ;анных средах//Тезисы докладов IV Международной школы - семинара, 2 - ■ ент. 1998, Барнаул, с. 60.

ларостенков М.Д., Козлов Э.В., Андрухова О.В., Ломских Н.В., Гуров I.M. О параметре порядка на антифазных границах./ там же с. 60. 'таростенков М.Д., Козлов Э.В., Андрухова О.В, Ломских Н.В, Гуров I.M., Борисов А.В.. Роль внутренних границ раздела в превращении поря (ок-беспорядок./ там же с. 61.

Itarostenkov M.D., Andruhova O.V., Gurova N.M., Lomskikh N.V. The role о ;mperature in the process of antiphase boundary migration and it's influence oi \PB topology./ Book of abstract of IV International School-seminar «Evolutio i defects structures» '98 // Sept. 2 - 6,199S, Barnaul, p.39. itarostenkov M.D., Andruhova O.V., Gurova N.M., Lomskikh N.V. The stabilit i thin films depending on it's atomic composition and structure./ там же p.40. }гаростешсов М.Д., Андрухова O.B.", Баранов М.А., Демьянов Б.Ф., Борисо LB., Овчаров А.А., Ломских Н.В., Гурова Н.М., Старостенков Д.М, Астахс

ft- гов С.JI., Грахов Е.Л., Свердлова Е.Г., Ливень В.В. Компыот

' -ш в материаловедении.// Сборник тезисов второй конфереш

/Налы Сибири", Барнаул, 6-9 сентября 1998, с.12.

.Starostenkov, O.V.Andraliova, N.VLomskikh, N.M.Gurova, A.V.Boriss . Possible Influence of Different Factors on Micromechanisms of Thin F Atomic Reconstruction// Book of Absracts the 5th IUMRS international Con ence in Asia Bangalore, India, October 1998 , p.517-518.

$.Старостенков М.Д., Ломских H.B., Андрухова O.B., Гурова Н.М. Исслед вание возможных структур и стабильности сплавов стехнометрическо состава АВ, AjB, А3В, А4В.- Вестник Алтайского государственного техн ческого университета им. И.И. Ползунова. -1999,- №1.- с.23-45.

1.Старостенков М.Д., Козлов Э.В., Андрухова О.В., Ломских Н.В., Гуро Н.М. Моделирование фазовых переходов беспорядок-порядок и порядс беспорядок,- Вестник Алтайского государственного технического униве ситета им. И.И. Ползунова. -1999.- №1,- с.45-67.

5.M.D.Starostenkov, O.V.Andruhova, N.VXomskikh, N.M.Guroi A.V.Borissov. Computer simulation of a thermoactivated process of aton structure reconstruction in thin films. // Computational Materials Science. - 19i -v.14.-p. 197-202.

5.M.D.Starostenkov, O.V.Andruhova, N.M.Gurova, N.V.Lomskikh,. The AJ moving kinetics in the model thin films with stoichiometric composition AB a: function of temperature is investigated/ // The 5й IUMRS International Conf ence on Advanced Materials. - Abstracts 1. - Beijing, 1999. - p. 530.

7.Старостенков М.Д., Андрухова O.B., Ломских H.B., Гурова Н.М. Кинетн процессов упорядочения и разупорядочения // Актуальные проблемы прс ности: Материалы международной конференции.- Псков, 1999. - с.330-33

8.Старостенков М.Д., Андрухова О.В., Ломских Н.В., Гурова Н.М. Разруп ние тонкопленочной системы в условиях изотермического отжига при те пературах, далеких от Tt и перенасыщенных вакансиями // Актуальв проблемы материаловедения: Материалы VI международной научт технической конференции,- Новокузнецк, 1999.- с.73.

9.Старостенков М.Д., Андрухова О.В., Гурова Н.М., Ломских Н.В. Кинетт релаксации антифазных и межфазных границ и коалесценция антифазн доменов. // V Межгосударственный семинар «Структурные основы мо/ фикации материалов методами нетрадиционных технологий (MHT-V Обнинск. 1999. с.20-21.

O.Starostencov M.D., Kozlov E.V., Andruhova O.V., Gurova N.M., Lomsk N. V, Borissov A. V. The investigation of kinetics of higt-temperature struct transformation of homophases and heterophases materials. // Acta Metallurg Sinica (English Letters), 2000. Vol.13. No.2. pp.551-556.

Введение.

Глава 1. Методы исследования атомного упорядочения.

1.1. Механизмы, приводящие сплав в разупорядоченное состояние. Роль антифазных границ в процессе разупорядочения.

1.2. Исследование антифазных границ.

1.3. Методы машинного моделирования.

1.4. . Постановка задачи.

Глава 2. Физическая модель и методики расчета основных характеристик

2.1. Модель разупорядочения сплава стехиометрического состава АВ и ее реализация в компьютерном эксперименте.,

2.2. Структурные особенности, реализующие равновесное состояние сплава при различных температурах, и методики их визуализации.

2.3. Структурно-энергетические параметры, характеризующие состояние разупорядоченного сплава и тонкую структуру АФГ. Методики их расчета. 45,

2.3.1. Структурные характеристики.

2.3.2. Энергетические характеристики.

Глава 3. Эволюция структуры АФГ. Равновесные АФГ.

3.1. Структуры, реализующие начальные и равновесные состояния модельного сплава.

3.1.1. Начальные конфигурации.

3.1.2. Типы равновесных структур модельного сплава.

3.2. Изменение структуры АФГ различных ориентаций. Кинетика процесса.

3.2.1. Преобразование АФГ ориентации {10}.

3.2.2. Особенности перестройки АФГ, ориентированных в направлении {10} {01}.

3.2.3. Структурная перестройка АФГ ориентации {11}.

3.2.4. Влияние протяженности АФГ на процесс релаксации.

3.3. Равновесные структуры АФГ {10} и {01}.

3.4. Локализация на АФГ структурных особенностей, анализ тонкой структуры АФГ.

3.5. Температурные флуктуации АФГ.

3.6. Энергетические характеристики равновесного состояния сплава.

3.7. Параметры порядка на АФГ.

Глава 4. Межфазные границы. Структура фазы с ближним порядком.

4.1. Температурный интервал существования фазы с ближним порядком и МФГ. Особенности строения ФБП.

4.1.1. Удельный объем структурных особенностей, реализующих равновесное состояние сплава.

4.2. Переход АФГ в МФГ.

4.3. Тонкая структура ФПБ.

4.3.1. Кластеры в ФПБ.

4.3.2. Микродомены в ФПБ.

4.3.3. Сегрегации в ФПБ. 148 Заключение. 152 Литература.

Упорядочивающиеся твердые растворы, образующиеся при затвердевании из жидкого состояния или с помощью различного рода процессов в твердом состоянии, например, посредством фазового перехода порядок-беспорядок, представляет собой самостоятельный класс металлических соединений. Они характеризуются типом сверхструктуры, который получается в процессе диффузионного перехода при перераспределении атомов различных компонентов по узлам кристаллической решетки.

Порядок в расположении атомов в сплавах оказывает существенное влияние на их физические свойства. Одной из проблем, возникающих при изучении этих сеойств, является исследование, как кинетики атомного упорядочения, так и фазового превращения порядок-беспорядок.

Вопросы, связанные с фазовым превращением порядок-беспорядок исследуются давно. До последнего времени внимание уделялось преимущественно степени упорядочения, а также способам его достижения. Основным механизмом, приводящим сплав в разудорядоченное состояние (с параметром порядка т|<1) традиционно считалось образование точечных дефектов замещения. Однако, исследования последних лет дают основания полагать, что вклад точечных дефектов замещения (ТДЗ) в разупорядочение значителен только па ранних стадиях процесса. Энергетически более выгодно их слияние в кластеры и сегрегации, и образование микродоменов, тем самым восстанавливаются утраченные правильные связи. В последние годы экспериментальные и теоретические усилия фокусируются па количественном и качественном определении роли доменных границ (актифазньтх доменных рроии!!^ ц р-п.опрп!!!?!;нм рлпсдль-.^рллпр!!Н.С СМОТрЯ то что общая теория равновесных систем достаточно разработана и изучена, проблемы кинетики, то 5 фазовых превращений, изучены значительно меньше, несмотря на большой интерес и важность таких проблем. Также имеется значительное число работ, в которых исследуется поведение антифазных границ, ряд вопросов, касающихся особенностей тонкой структуры последних и их эволюции в процессе разупорядочения (упорядочения), изучен мало.

Наиболее простым методом, позволяющим изучить и анализировать процессы термоактивируемой структурной перестройки сплавов, является метод компьютерного моделирования. В настоящей работе в его рамках обсуждается: кинетика атомного разупорядочения на примере модельного сплава, анализируются конфигурации распределения атомов на антифазных границах и в объеме сплава, рассматривается вклад антифазных и межфазных границ в фазовый переход порядок-беспорядок.

Настоящая диссертация состоит из введения, четырех глав и заключения.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ.

В диссертационной работе рассмотрен ряд вопросов, касающихся структурных и энергетических особенностей превращений, происходящих на г антифазных и межфазных границах. В результате проведенного анализа конфигураций распределений атомов на антифазных границах и в объеме сплава (в кинетике и в равновесном состоянии) во всем температурном интервале фазового перехода порядок-беспорядок можно сделать следующие выводы:

1. В рамках диффузионной модели атомного разупорядочения для модельного сплава показана возможность реализации нескольких механизмов коалесценции доменов и релаксации антифазных границ, их разделяющих.

2. Установлено, что увеличение числа антифазных доменов и, соответственно, общей протяженности антифазных границ влияет только на период коалесценции до момента, когда в процессе конкуренции останется два антифазных домена и никак не влияет на дальнейший процесс.

3. Показано, что на мезоуровне при релаксации антифазных границ их начальная ориентация либо сохраняется, либо происходит переориентация вдоль других направлений.

4. На микроуровне происходит фасетирование антифазные границы на участки ориентированные в различных кристаллографических направлениях.

5. Показано, что при наличии в упорядоченном материале антифазных доменов процесс разупорядочения протекает одновременно (при низких температурах) как в объеме материала, так и на антифазных границах.

6. С повышением температуры наблюдается эффект «размытия» границ. Порядок по мере приближения к ним убывает монотонно за счет локализации на последних структурных особенностей.

7. Показано, что межфазные границы, разделяющие фазы с ближним и дальним порядком в расположении атомов, появляются при температурах

153 далеких от критической температуры фазового перехода порядок-беспорядок.

8. Установлено, что с повышением температуры отжига антифазные границы переходят в межфазные, причем их структура также является "размытой" и г фасетированной.

154

1. К.Хир. Статистическая механика, кинетическая теория и стохастические процессы. М.: «Мир». 1976. 600 с.

2. Жирифалько Л. Статистическая физика твердого тела. М.: «Мир». 975. 382 с.

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

4. Матвеева Н.М., Козлов Э.В. Упорядоченные фазы в металлических системах. М.: Наука, 1989. 248 с.

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

6. В.Е.Панин, Е.Ф. Дударев, Л.С. Бупшев Структура и механические свойства твердых растворов замещения. М.: "Металлургия", 1971,208с.

7. Глазырина М.И., Глейзер А.М., Молотилов Б.Ф., Третьякова С.М., Клейнерман В.И. Влияние легирующих элементов на характеристики атомного упорядочения сплава FeCo// ФММ., 1983. т.56. вып.4. С. 733-740.

8. Попов Л.Е., Конева H.A., Терешко И.В. Деформационное упрочнение упорядоченных сплавов. М.: Металлургия, 1979. 255 с.

9. Тяпкин Ю.Д, Лясоцкий И.В. Внутрифазовые превращения // Итоги науки и техники. Металловедение и термическая обработка. М. 1981. т. 15. с.47-110.

10. Dimitrov С., Zhang X. and Dimitrov О. Kinetics of long-range order relaxation in Ni3Al: the effect of stoichiometry // Acta mater. 1996. Vol. 44. № 4. pp. 16911699.155

11. Кривоглаз М.А. Диффузионное рассеяние рентгеновских лучей и нейтронов на флуктуационных неоднородностях в неидеальных кристаллах. -Киев: Наук. Думка, 1984. 287 с.

12. Ramesh R., Vasudevan R., Pathiraj В., Kolster B.H. Ordering and structural transformations in Ni3Al alloys.// J. Matter. Sci. 1992. v.27. Ш. P. 270-278.

13. Глейзер A.M., Молотилов Б.В. Упорядочение и деформация сплавов железа. М: Металлургия, 1984. 168 с.

14. Силонов В.М., Бокебаев Б.Т., Евлюхина Е.В. Прямое обнаружение ближнего порядка в сплаве А1-0.5 ат%Си.// Вестн. МГУ. Сер. 3, 1993. 34. №4. с.84-87.

15. Упорядочение атомов и свойства сплавов. / Материалы VI Всесоюзного совещания. Киев: Наукова Думка. 1979.

16. Bras J., Couderc J.J., Fagot M. et Ferre J. Transformation ordere-desordere dans la solution solide de fer-gallium. //Acta Metal. 1977. Vol. 25. pp. 1077-1084.

17. Morris D.G., Leboeuf M., Gunther S. and Nazmy M. Disordering behaviour of alloys based on Fe3Al. // Fhil. Mag. A. 1994. Vol.70. No.6. pp. 1067-1090.

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

19. Morris D.G., Brown G.T., Piller R.C. and Smallman R.E. Ordering and domain growth in Ni3Fe. // Acta Metal. 1976. v.24. pp. 21-28.

20. Watts A. J. and Ralph B. The early stages of the transformation in dilute alloys of titanium in nickel. // Acta Metal. 1977. Vol.25, pp. 1013-1020.

21. Kuwano N., Nakayama R. and Oki K. Transformation processes from range order to Lb and Lb-s ordered states in a Cu-25,7 at%Pt alloy. // Journal of the Japan Institute of Metals. 1987. V.28. No.l. pp. 1-7.

22. Потапов JI.П., Потапова О.А. Автоионная микроскопия сплавов. М.: Металлургия, 1987.192 с.156

23. Потапов JI.П. Автоионная микроскопия упорядочивающихся сплавов.// Доклады IV Всесоюзного совещания по упоряд. атомов и влиянию на свойства сплавов, ч. I. -Томск. 1994. С. 44-55.

24. Cahn R.W. Ordering and disordering mechanisms an overview. // В сб. The Minerals, Metals and Materials Society / Edited by B. Fultz, R.W. Cahn and D. Gupta. 1993. pp. 125-136.

25. Ландау Л.Д., ЛифпшцЕ.М. Статистическая физика. М: Наука, 1984. 565 с.

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

27. Ландау Л.Ф. К теории фазовых переходов. I. Собр. трудов. М: Наука. 1969. Т. 1. С. 234-252.

28. Ландау Л.Ф. К теории фазовых переходов. П. Собр. трудов. М: Наука. 1969. Т. 1.С. 253-261.

29. Лифшиц Е.Н. К теории фазовых переходов П рода. I. Изменение элементарной ячейки кристалла при фазовых переходах второго рода.// ЖЭТФ, 1941. Т. 11. Вып. 2-3. С. 255-281.

30. Cowley J.M. Short-range ordering in crystals// Proc. Thirteenth Annu. EMSA.Meet. Boston, Rouge, 1975.- p.35-85.

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

32. Sato Н., Toth R.S. Long-period superlattices in alloys // Alloying behavior and effect in concentrated solid solutions. // Acad. Press. 1963. № 9. pp.245-419.

33. Паскаль Ю.И. Учет дальних двухчастичных взаимодействий в жесткой решетке // Изв.вузов. Физика. 1987. т.ЗО. № 9. С.23-29.

34. Голосов Н.С., Потекаев А.И. Природа упорядоченных фаз с длинным периодом. //Изв.вузов. Физика. 1987. Деп. в ВИНИТИ. №1411. 78. 18с.

35. Ломских Н.В. Моделирование термоактивируемой структурной перестройки в бинарных сплавах и гетерофазных системах. / Диссертация на157соискание ученой степени кандидата физико-математических наук. Барнаул. АГТУ 1999. 215 с.

36. Вакс В.Г. Кинетические явления в упорядочивающихся сплавах. // Соросовский Образовательный Журнал. 1997. № 8. с.105-115.г

37. Baneijee S., Агуа A. and Das G.P. Formation of an ordered intermetallic phase from a disordered solid solution-a study using first-principles calculations in Al-Li alloys. // Acta mater. 1997. v. 45. N 2. pp. 601-609.

38. Loiseau A. The role of interfaces and domain boundaries in order-disorder transitions. // Current Opinion in Solid State and Materials Science. 1996. V. 1. № 3. pp.369-377.

39. Teraoka Y. (V3xa/3)R30° substitutionally ordered structure on fee (111) surfaces of binary alloys. // Surface scien. 1990. V. 235. pp.249-258.

40. Teraoka Y. The order-disorder transition on the fee alloy with the (100) surface. // Solid st. comm. 1987. v.64. № 11. pp.1333-1337.

41. Dosch H., Mailander L., Reichert H., Peise J. Long-range order near the СизАи (001) surface by evanescent X-ray scattering. // Phys. Rev. B. 1991. v. 43. № 16. Pt.A. pp. 13172-13186.

42. Dowber P.A. Segregation of copper nickel alloys. // Phys. Rev. B. 1984. v.30. № 12. pp.7278-7280.

43. Клименко B.A., Терентьев Г.И., Тимофеев Н.И. Статистическая теория упорядочения поверхности сплава с учетом корреляционных эффектов. // ФММ. 1983. т.56. вып. 6. с. 1090-1096.

44. Стабильность фаз и фазовые равновесия в сплавах переходных металлов. / Бондарь А.А., и др. Под ред. Еременко В.Н. АН УССР. Институт проблем материаловедения им. И.Н. Францевича. Киев: Наук. Думка. 1991. 200 с.

45. Bardhan P., Cohen J.B. A Structural study of alloy above its critical temperature //Acta Cryst. 1976. A32. N 2. pp. 597-614.158

46. Cahn R.W. Historical perspective on the development of aluminides. / Proceedings of the International Symposium on Nickel and Iron Aluminides: Processing, Properties, and Applications. 1997. 20 p. ,

47. Kubo H., Cornelis I. and Wayman C.M. Morphology and characteristics ofrspinodally decomposed p-brass. // Acta Met. 1978. v.28. pp. 405-416.

48. O'Brien J.L., Kuczynski G.C. X-ray study of the kinetics of ordering in AuCu. // Acta. Met. 1959. V.7. № 12. pp.803-806.

49. Kuczynski G.C., Hochman R.F., Doyama M. Study of the kinetics of ordering in the alloy AuCu. // J. Appl.Phys. 1955. V.26. № 7. pp.871-878.

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

51. Shiraishi Т., Ohta М. Low temperature ageing in equiatomic CuAu and Cu-Au-Pd ternary alloys. // J. Mat. Sci., 1989. V.25. pp. 1049-1052.

52. Khachaturyan A.G., Yunzhi Wang, Wang H.Y. Metastable phases and nuclei: computer modeling. // In Reactive Phase Formation at Interfaces and Diffusion Processes. 1994. V. 155-156. pp.345-364.

53. Wang Y., Chen Q., Khachaturyan A.G. Computer simulation of microstructure evolution in coherent solids. // Solid-solid Phase Transformations. The Minerals, Metals and Materials Society. 1994. pp.245-265.

54. Chen L-Q., Khachaturyan A.G. Computer simulation of structural transformations during precipitation of an ordered intermetallic phase. // Acta Metall Mater. 1991. V.39. pp.2533-2551.

55. Raviprasad K., Chattopadhyay K. Continuous ordering below the tricritical point: a critical test for the kinetic pathway in Fe-12at%Si alloy. // Phil. Mag. Lett. 1992. V.65. pp.255-259.

56. Козлов Э.В., Пушкарева Г .В., Кушнаренко В.М., Конева Н.А. Исследование кинетики роста антифазных доменов в сплаве N14M0 // Изв. вузов. Физика. 1977. №1. с.84-89.

57. Козлов Э.В. Влияние антифазных границ на конфигурационнуюгтеплоемкость, теплоту и температуру превращения порядок-беспорядок. // Укр. Физ. журн. 1969. т.14. №10. с.1619-1621.

58. Козлов Э.В., Гинзбург А.Е. Анализ влияния антифазных границ на термодинамические характеристики превращения порядок-беспорядок. // Изв. Вузов. Физика. 1971. № 3. с.155-157.

59. Козлов Э.В., Гинзбург А.Е. Влияние антифазных границ на параметр решетки упорядоченного твердого раствора со сверхструктурой Lb. // Изв. Вузов. Физика. 1972. № 3. с.7-21.

60. Козлов Э.В., Гинзбург А.Е. Изменение параметра решетки упорядоченного твердого раствора в окрестности антифазной границы в сверхструктуре В2. // ФММ. 1971. т.32. вып.4. с.675-683.

61. Старенченко С.В., Старенченко В.А. Вклад АФГ в понижение параметра дальнего порядка деформированных упорядоченных сплавов. // Вестник ТГУ. 1998. т.З. вып. 3. с.233-235.

62. Голосов Н.С., Попов Л.Е., Козлов Э.В. О термодинамически равновесных антифазных границах в сверхструктуре типа СизАи. // Упорядочение атомов и его влияние на свойства сплавов, сер. "Металлофизика", вып.20. Киев. Из-во: Наукова Думка. 1968. с.91-95.

63. Старостенков М.Д., Горлов Н.В., Демьянов Б.Ф. Атомная конфигурация термических АФГ в упорядоченных сплавах со сверхструктурой LI2. // Изв. СО АН. Сер. Технических наук. 1986. в.З. № 16. с. 101-104.

64. Bardhan P., Chen Haydn, Cohen J.B. Premonitory effects in СизАи near the order-disorder transformation. // Philosophical Magazine. 1977. vol.35. N.6. pp. 1653-1666.160

65. Hanada S., Murayama Y., Abe Y. High-temperature deformation of №>зА1 alloys. //Intermetallics. 1994. N.2. pp.155-165.

66. Paidar V., Pope D.P., Vitek V. A theory of the anomalous yield behavior in LU ordered alloys. // Acta Met. 1984. v.32. N.3. pp.435-448.r

67. Schoeck G. Determination of the fault energies in LI2 alloys. // Philosophical Magazine. 1997. vol.75. N.l. pp.7-14.

68. Van Der Heide R.G. and Allen S.M. Elastic energy anisotropy effects on antiphase boundaries. // Acta mater. 1996. vol.44. N.4. pp. 1613-1621.

69. Guymont M., and Bonneaux J. An estimation of antiphase boundary energy in stoichiometric AuCu alloy. // Scripta Materialia. 1997. v.36. N.10. pp.1175-1178.

70. Asta Mark and Quong Andrew A. The concentration and temperature dependences of antiphase-boundary energies in y-TiAl: a first-principles study. // Philosophical Magazine Letters. 1997. vol.76. N.5. pp.331-339.

71. Korner A. and Schoeck G. The temperature dependence of the antiphase boundary energy in NisFe. I. The equilibrium value. // Philosophical Magazine A. 1990. vol.61. N.6. pp.909-915.

72. Schoeck G. and Korner A. The temperature dependence of the antiphase boundary energy in Ni3Fe. П. The evolution kinetics. // Philosophical Magazine A. 1990. vol.61. N.6. pp.917-928.

73. Гинсбург A.E., Козлов Э.В., Харлова Р.П. Влияние размеров атомов на энергию антифазных границ в твердых растворах. // Изв. вузов. Физика. 1975. №10. С.103-107.

74. Попов Л.Е., Козлов Э.В., Голосов Н.С. Теория равновесных антифазных границ в упорядоченных твердых растворах типа АиСиз. // Изв. вузов. Физика. 1966. № 2. с.55-62.

75. Popov L.E., Kozlov E.V. and Golosov N.S. Configuration of antiphase boundaries in ordered АиСиз-type solid solutions. // Phys. stat. sol. 1966. N.13. pp.569-575.161

76. Попов JI.E., Козлов Э.В., Кожемякин Н.В. Атмосферы упорядочения на антифазных границах в сверхструктуре АВ (типа Р-латуни). // Доклады АН СССР. Техническая физика. 1964. т.157. № 6. с.1342-1344.

77. Sato Hiroshi and Kikuchi Ryoichi. Kinetics of order-disorder transformations infalloys. // Acta Met: 1976. v.24. pp.797-809.

78. Flinn P.A. Theory of deformation in superlattices. // Trans.Met.Soc. 1960. v. 218.pp.145-157.

79. Гринберг Б.А., Горностырев Ю.Н., Яковенкова А.И. Термически активированные превращения сверхдислокаций в упорядоченном сплаве типа Cu3Au. // ФММ. 1975. т.39. в.5. с.960-971.

80. Woodward С., MacLaren J.M., Rao S. // J. Mater. Res. 1992. v.7. N.7. pp. 17351749.

81. Morris D.G. and Leboeuf M. The temperature dependence of the antiphase boundary energy of a relaxed fault in an Fe3Al alloy. // Philosophical Magazine Letters. 1994. v.70. N.l. pp.29-39.

82. Perez J.F. and Morris D.G. The effect of annealing on superdislocation structure and antiphase-boundary energies in FesAl alloys. // Philosophical Magazine A. 1996. v.74. N.3. pp.665-684.

83. Brown N. The yield point of superlattice. // Phil. Mag. 1959. v.4. N.42. pp.693704.

84. Попов Л.Е., Козлов Э.В., Кожемякин Н.В. Теория концентрационных неоднородностей на антифазных границах в упорядоченном твердом растворе. // Изв. вузов. Физика. 1965. № 1. с. 129-134.

85. Голосов Н.С., Козлов Э.В., Попов Л.Е. О сегрегации атомов избыточного компонента на антифазных границах в сверхструктуре типа LI2. // Изв. вузов. Физика. 1967. № 3. с. 140-142.

86. Fisher R.M., Marcinkowski M.I. Direct observation of antiphase boundaries in the AuCu3 superlattice. // Phil. Mag. 1961. v.6. N.71. pp.1385-1405.162

87. Marcinkowski M.I., Brown N.I. Direct observation of antiphase boundaries in the Fe3Al superlattice. // J. Appl. Phys. 1962. v.33. N 2. p.537-552.

88. Киселева С.Ф., Пушкарева Г.В., Конева H.A., Козлов Э.В. Асимметричный контраст и структура антифазных границ в сплаве NLjMo. // ФММ. 1982.тт.54. вып.4. с. 735-743.

89. Киселева С.Ф., Пушкарева Г.В., Конева Н.А., Козлов Э.В. исследование тонкой структуры антифазных границ, наблюдаемых в сплаве NLiMo. // ФММ. 1987. т.63. вып. 1. с. 137-141.

90. Brooks C.R. and Cao S. The development of the ordered structure from cold worked disordered alpha in N^Mo. // Phil. Mag. A 1992. v.65. N.2. pp.327-353.

91. Старостенков М.Д., Демьянов Б.Ф., Горлов H.B. Атомистическое исследование термических антифазных границ в упорядоченных сплавах со сверхструктурой LI2. // Томск. 1984. Изв. вузов. Физика. Деп. в ВИНИТИ 1984. № 5628-84. 13с.

92. Prakash U., Bucklay R.A., Jones Н. Formation of B2 antiphase domains in rapidly solidified Fe-Al alloys. // Phil. Mag. A 1991. v.64. N.4. pp.797-805.

93. Shindo D., Yoo M.H., Hanada S., Hirada K. Direct observation of the shear APB interfase in Fe3Al by HREM. // Phil. Mag. 1991. v.64. N.6. pp.1281-1290.

94. Loiseau A. Long period antiphase boundary structures in alloys. // Electron Microscopy of Boundaries and Interfaces in Material Science. / ed. I. Heydenreich and W. Neumann. 1994. p. 159-202.

95. Ricolleau C., Loiseau A., and Ducastelle F. Electron microscopy investigation of wetting phenomena in LI2 alloys. // Ordering and disordering in alloys. / ed. Yavari A.R. London and New York: Elsevier applied science. 1991. p.114-121.

96. Leroux Ch., Loiseau A., Cadeville M.C., Ducastelle F. Wetting of antiphase boundaries by the disordered phase in CoPt3. // Europhys Lett. 1990. v. 12. pp. 155-160.

97. Ricolleau C., Loiseau A., and Ducastelle F. Electron microscopy study of domain wall wetting in ordered copper-palladium. // Phase Transit. B. 1991. v.30. p.243-253.

98. Finel A., Mazauric V., Ducastelle F. Theoretical study of antiphase boundaries in fee alloys. // Phys. Rev. Lett. 1990. v.65. pp.1016-1019.

99. Tichelaar F.D., Schapink F.V., Xiaofeng Li. In situ ТЕМ observations of the order-disorder transition at interfaces in СизАи. // Phil. Mag. A 1992. v.65. N.4. pp.913-929.

100. Matsumura S., Takeuchi S., Tahara Y., Oki K. Extended antiphase boundaries in the DO3 ordered phase in a non stoichiometric FesSi alloy. // J. Electron Microsc. 1993. v.42. pp.310-314.

101. Дмитриев C.B., Козлов Э.В., Ломских H.B., Старостенков М.Д. Изучение кинетики разупорядочения в рамках двумерной модели сплава. // Изв. вузов. Физика. 1997. №3. с. 73-80.

102. Андрухова О.В., Дмитриев С.В., Козлов Э.В., Старостенков М.Д. Влияние температуры на структуру двумерного двойного сплава в равновесном состоянии. // Металлы. 1997. № 6. с.83-89.

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

104. Umantsev A. Thermal drag of the antiphase domain boundary motion. // Acta mater. 1998. v.46. N 14. pp. 4935-4939.

105. Иванов M.A., Чураков M.M., Глущенко В.И. Движение границы раздела фаз в твердых растворах. // ФММ. 1996. т.83. вып. 6. с.5-18.164

106. Dietrich S. Wetting phenomena. // Phase transitions and critical phenomena. / ed. Domb C., Lebowitz J.L. London: Academic Press. 1983. v. 12. pp. 1-50.

107. Kikuchi R., Cahn J. Theory of interphase and antiphase boundaries in fee alloys. // Acta Metall. Mater. 1979. v. 27. pp. 1337-1352.r

108. Sanchez J.M., Eng S., Wu Y.P. Tien J.K. Modeling of antiphase boundaries in Ll2 structures. //Mater. Res. Soc. Symp. Proc. 1987. v.81. pp.57-64.

109. Mazauric M., Nasu S. Wetting and prewetting of nonconservative antiphase boundaries in the Ll0 structure. // Mater. Trans. JIM. 1994. v.35. pp.491-500.

110. Dosh H. Critical phenomena at surfaces and interfaces. // Springer Tracts in Modern Physics, v. 126. / ed. Hohler G., Niekisch E.A. Berlin: Springer-Verlag. 1992. pp. 1-145.

111. Ronger P.H., Schapink F.W., Tichelaar F.D. Critical wetting at twin boundaries in Cu-17%Pd near the order-disorder transition. // Philosophical Magazine Letters. 1995. v.71. N.5. pp.263-268.

112. Кирсанов В.В., Орлов А.Н. Моделирование на ЭВМ дефектов в металлах. // УФН,- 1984,- №2. с.219-262.

113. Шишкин Ю.М. Методы машинного моделирования в теории дефектов кристаллов. // Дефекты в кристаллах и их моделирование на ЭВМ.- Л.: «Наука». 1980.-с.77-99.

114. Fritzsch В., Fritzsch R., Zehe A. Simulasion of vacancy migration in bcc metals//Phys. Status solidi. В.- 1989,- 156. №l.-pp.65-70

115. Goncalves S, Iglesias J. R. and Martinez G. Pair-interaction dependence of domain growth in binary fluids. // Modelling Simulation Mater. Sci. Eng. 1998. v.6. pp.671-680.

116. Gilmer G. H., Diaz T. de la Rubia, Stock D. M., Jaraiz M. Diffusion and interaction of point defects in silicon: Molecular dynamics simulation. // Nucl. Instrum. AndMeth. Phys. Res. B. 1995.V.102. №1-4,- pp.247-255.165

117. Cheung Kin S., Harrison R.J., Yip S. Stress induced martensitic transiton in a molecular dynamics model of a-iron. // J. Appl. Phys, 1992. v.72. № 8. pp. 40094014.

118. Turchi P.E.A., Finel A. Orderinig phenomena in A-15 based alloys. // Phys. Rev. B. 1992. v.46. №2. pp.702-720.

119. Jamaguchi M., Vitek V., Pope D.P. Atomistic studies of dislocations and stacking fault-type defects in Ll2 ordered structures. // In: Dislocat. Model. Phys. Syst. Proc. Conf. Gainesville. 1981. pp.280-284.

120. Старостенков М.Д. Атомная конфигурация дефектов в сплаве АиСиз. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук. Томск. 1974.154с.

121. Jamaguchi М., Paidar V., Pope D.P., Vitek V. Dissociation and core structure of <110> screw dislocation in Lb ordered alloys. I. Core structure in an unstressed crystal. // Phil. Mag. A 1982. v.45. N.5. pp.867-882.

122. Turchi P.E.A., Finel A. Orderinig phenomena in A-15 based alloys. // Phys. Rev. B. 1992. v.46. №2. pp.702-720.

123. Fultz B. Kinetics of short-range B2 ordering in FeCo. // Phys. Rev. B. 1991. v.44. №18. pp.9805-9811.

124. Nishimory Hiraku, Onuki Akira. Evolution of soft domains in two-phase alloys. Shape changes, surface instability and network formation. // Phys. Lett. A. 1992. v.162. №4. pp.323-326.

125. Long-Qing Chen, Khachaturyan A.G. Computer simulation of structural transformations during precipiation of an ordered intermetallic phase. // Act. Met. Matter, v.39. №11. pp.2533-2551.

126. Chen Long-Quing, Khachaturyan A.G. Kinetics of virtual formation during precipiation of ordered intermetallics. // Phys. Rev. B. 1992. v.46. №10. pp.58995905.166

127. Wang Yunzhi, Chen Long, Khachaturyan A.G. Particle transnational motion and reverse coarsening phenomena in multiparticle systems induced by a longrange elastic interaction. //Phys. Rev. B. 1992. v.46. №7. pp.11194-11197.

128. Hirashi Ninomiya, Tetsuo Eguishi, Kanemoto Hideo. Dynamics of patterntformation of antiphase ordered domain structures in alloy. I I Phase transit. B. 1990. v.28. №1-4. pp.125-131.

129. Vives Eduardj Planes Antoni. Kinetics of a vacancy-driven order-disorder transition in a two-dimensional binary alloy. // Phys. Rev. Lett. 1992. v.68. №6. pp.812-815.

130. Saito Y., Harada H. The Monte-Carlo simulation of ordering kinetics in Ni-base superalloys. //Materials Science and Engineering A223. 1997. pp. 1-9.

131. Saito Y. The Monte-Carlo simulation of microstructural evolution in metals. // Materials Science and Engineering A223. 1997. pp. 114-124.

132. Gayda J., Srolovitz D.J. A Monte-Carlo finite element model for strain energy controlled microstructural evolution: "rafting" in superalloys. // Acta. Metall. v.37. N. 2. pp.641-650.

133. Athenes M., Bellon P., Martin G. and Haider F. A Monte-Carlo study of B2 ordering and precipitation via vacancy mechanism in bee lattices. // Acta mater. 1996. v.44. N. 12. pp.4739-4748.

134. Arroyo P.Y. and Joud C. Etude de la segregation superficielle dans les alliages de substitution par la method de Monte Carlo. I. Aspects généraux. // J. Physigue. 1987. v.48. pp.1721-1731.

135. Arroyo P.Y. and Joud C. Etude de la segregation de surface dans des alliages de substitution par la method de Monte Carlo. П. Applications aux systemes binaire et ternaire. //J. Physigue. 1987. v.48. pp. 1733-1740.167

136. Belova I. V., Ivory M.E. and Murch G.E. Diffusion in a model of ordered alloy. // Phil. Mag. A 1995. v.12. N.4. pp.871-880.

137. Inden G., Bruns S. and Ackermann H. Antiphase boundary energies in ordered fss alloys. //Phil. Mag. A 1986. v.53. N.l. pp.87-100.

138. Hyde J.M. Simulation of the early stages of ordering in Ti-15at.%Al alloy. // Phil. Mag. Letters. 1995. v.71. N.5. pp.247-255.

139. Сандаков Г.И., Хитрин A.K. Статистика конфигурации в необратимой кинетической модели Изинга. // ФТТ. 1993. т.35. № 10. с.2640-2647.

140. Okuda Н., Osamura К. Computer simulation of the kinetics of phase decomposition with the LI2 type ordering in an Ising lattice system at low temperature. // Acta Metall Mater. 1994. v.42. pp.1337-1343.

141. Голосов H.C., Смирнов В.А., Дудка Б.В., Изв. вузов СССР. Физика, №1, 1973.

142. Голосов Н.С. Метод вариации кластеров в теории атомного упорядочения. //Изв. вузов. Физика. 1976. №8. с. 64-92.

143. Ушаков А.В. Теория атомного упорядочения в бинарных сплавах с ГПУ решеткой. / Автореф. диссертации канд. физ.-мат. наук. Томск. 1980. 24с.

144. Голосова Г.С. Исследование влияния энергии межатомного взаимодействия во второй координационной сфере на упорядочение атомов в сплавах со сверхструктурами Llo и LI2. / Автореферат диссертации на соискание ученой степени к.ф.-м.н. Томск. СФТИ. 1973 г.

145. Mohri Т., Sanchez J.M., D de Fontain. Binary ordering prototype phase diagrams in the cluster variation approximation. // Acta metall. 1985. v.33. N 7. pp.1171-1185.168

146. Mohri Т., Oh Chang-Seok, Takizawa S. and Suzuki T. Theoretical investigation of the phase stability of intermetallic compounds by CVM and PPM. //Intermetallics. 1996. v.4. pp.3-10.

147. Beauchamp P., Dirras G. Calculation of antiphase boundaries on {110} planesrin a B2 ordered compound by the cluster variation method. // Phil. Mag. A. 1992. V.65. N 2. pp.477-496.

148. Patrinos A.J., Antoniades I.P., Bleris G.L. Monte Carlo and molecular-dynamics investigation of 001. twist boundaries in СизАи at T=0K. // Phys. Rev. B. 1995. v.52. N 13. pp.9291-9299.

149. Yaldram Khwaja. Binder kurt unmixing of binary alloys by a vacancy mechanism of diffusion: a computer simulation. // Z. Phys. B. 1991. v.82. №3. pp. 405-418.

150. Дмитриев C.B., Старостенков М.Д., Жданов A.A. Основы кристаллогеометрического анализа дефектов в металлах и сплавах. Барнаул. 1995. 256 с.

151. Кристиан Дж. Теория превращения в металлах и сплавах. М.: Мир. 1978. 972с.

152. Andruhova О. V., Starostenkov М. D., Evstigneev V.V., Lomskikh N.V., Borissov A.V. Research of the binary alloy AB atomic structure reconstruction micromechanisms. // Joint Proc. of the Symp. of MRS Japan Meeting. May 2224.1996. v.20. pp.839-842.

153. Starostenkov M.D., Andruhova O.V., Lomskikh N.V., Gurova N.M., Borisov A.V. Simulation of termoactivated process of thin film atomic structure reconstruction./ Book of abstract of the 4th IUMRS International Conference in169

154. Asia // MRS-J '97, September, 16-18,1997, OVTA, Makuhari, Chiba, Japan, p.668.

155. Старостенков М.Д., Козлов Э.В., Андрухова О.В., Ломских Н.В., Гурова Н.М. О параметре порядка на антифазных границах./ там же с. 60.

156. Старостенков М.Д., Козлов Э.В., Андрухова О.В, Ломских Н.В, Гурова Н.М., Борисов А.В. Роль внутренних границ раздела в превращении порядок-беспорядок./ там же с. 61.

157. Starostenkov M.D., Andruhova O.V., Gurova N.M., Lomskikh N.V. The stability of thin films depending on it's atomic composition and structure./ там же p.40.170

158. Старостенков М.Д., Козлов Э.В., Андрухова О.В., Ломских Н.В., Гурова Н.М. Моделирование фазовых переходов беспорядок-порядок и порядок-беспорядок.- Вестник Алтайского государственного технического университета им. И.И. Ползунова. 1999,- №1.- с.45-67.

159. M.D.Starostenkov, O.V.Andruhova, N.V.Lomskikh, N.M.Gurova, A.V.Borissov. Computer simulation of a thermoactivated process of atomic structure reconstruction in thin films. // Computational Materials Science. 1999. - v.14. - p.197-202.

160. Старостенков М.Д., Андрухова O.B., Ломских H.B., Гурова Н.М. Разрушение тонкопленочной системы в условиях изотермического отжига при температурах, далеких от Тк и перенасыщенных вакансиями //171

161. Актуальные проблемы материаловедения: Материалы VI международной научно-технической конференции.- Новокузнецк, 1999.- с.73.