Механизмы упругой и пластической деформации нанопленок из интерметаллидных сплавов NiAl и FeAl

Букреева, Карина Александровна

Механизмы упругой и пластической деформации нанопленок из интерметаллидных сплавов NiAl и FeAl тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

Букреева, Карина Александровна АВТОР

кандидата физико-математических наук УЧЕНАЯ СТЕПЕНЬ

Уфа МЕСТО ЗАЩИТЫ

2014 ГОД ЗАЩИТЫ

01.04.07 КОД ВАК РФ

Диссертация по физике на тему «Механизмы упругой и пластической деформации нанопленок из интерметаллидных сплавов NiAl и FeAl»

Автореферат диссертации на тему "Механизмы упругой и пластической деформации нанопленок из интерметаллидных сплавов NiAl и FeAl"

На правах рукописи

Букреева Карина Александровна

Механизмы упругой и пластической деформации нанопленок из интерметаллидных сплавов №А1 и РеА!

Специальность 01.04.07 - физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

■I ¿си

Уфа 2014

005549144

Работа выполнена в Федеральном государственном бюджетном учреждении науки Институте проблем сверхпластичности металлов РАН, г. Уфа.

Научный руководитель:

Официальные оппоненты:

Ведущая организация:

доктор физико-математических наук, с.н.с. Мулюков Радик Рафикович

доктор физико-математических наук Яковенкова Людмила Ивановна, в.н.с. лаборатории прочности Института физики металлов УрО РАН

кандидат физико-математических наук, Еникеев Нариман Айратович, с.н.с. Института физики перспективных материалов, Уфимский государственный авиационный технический университет

Институт химической физики им. H.H. Семенова РАН, г. Москва

Защита состоится « 26 » июня 2014 г. в 15:30 часов на заседании диссертационного совета Д 002.080.02 при Федеральном государственном бюджетном учреждении науки Институте проблем сверхпластичности металлов Российской академии наук, расположенном по адресу: 450001, г. Уфа, ул. Ст. Халтурина, 39.

Отзывы на автореферат в 2-х экземплярах, заверенные печатью, просим высылать по адресу: 450001, Республика Башкортостан, г. Уфа, ул. Ст. Халтурина, 39, ученому секретарю диссертационного совета. Факс: + 7 (347) 282-37-59

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ИПСМ РАН и на сайте ИПСМ РАН: http://www.imsp.ru/

Автореферат разослан « мая 2014 г.

Ученый секретарь

диссертационного совета Д 002.080.02 доктор технических наук

¿Р^

Р.Я. Лугфуллин

Общая характеристика работы

Актуальность работы. Наноразмерные материалы широко исследуются современным научным сообществом благодаря уникальности их физических и механических свойств. Например, прочность таких материалов близка к теоретической прочности, в то время как прочность обычных металлов и сплавов на два-три порядка меньше теоретической [1-10]. В связи с малым размером наноматериалов и в связи с тем, что они выдерживают значительно большие напряжения, механизмы их деформации и разрушения могут отличаться от механизмов, присущих обычным объемным материалам. Это связано с тем, что работа источников дислокаций, например таких, как источник Франка-Рида, в малых объемах затруднена. Действительно, было установлено, что нановолокна (НВ) металлов при некоторых условиях растяжения демонстрируют необыкновенно большие обратимые деформации [9]. Высокая пластичность (свыше 700%) была обнаружена при растяжении весьма тонких НВ из сплава NiAl при температуре 700 К [10]. Этот эффект авторы связывают с трансформацией В2 структуры в аморфную фазу. С помощью атомистического моделирования эффекты асимметрии деформации при растяжении/сжатии, псевдоупругое/псевдопластическое поведение наблюдались при растяжении НВ из сплавов NiAl и CuZr [6,7].

Актуальность настоящей работы обусловлена тем, что существует достаточно большое количество теоретических и экспериментальных работ по изучению механизмов деформации НВ чистых металлов и сплавов, но механизмы деформирования нанопленок (НП) до сих пор остаются слабо изученными. НВ имеют ребра на поверхности, отсутствующие у НП. Энергия образования дефектов на ребре ниже, чем на плоской поверхности и, следовательно, прочность НП может еще ближе подходить к теоретическому пределу, чем прочность НВ, что может привести к проявлению других механизмов деформирования НП. Весьма интересными для исследования являются упорядоченные сплавы, такие как NiAl и FeAl со сверхструктурой типа В2 на основе ОЦК решетки. Особенности симметрии сверхструктуры В2 и сильно отличающийся радиус атомов в системах Ni-Al и Fe-Al приводят к работе ограниченного числа систем скольжения в процессе деформации. Многие системы скольжения, работающие в чистых ОЦК металлах, оказываются неактивными из-за того, что скольжение дислокаций в них сопряжено с образованием антифазных границ, что, как известно, является энергетически невыгодным. С другой стороны, уменьшение числа систем скольжения в данных материалах приводит к снижению их пластичности и к росту прочности. Для данных интерметаллидных материалов из-за малого числа систем скольжения, можно ожидать зависимость механизмов деформации от кристаллографической ориентации НП по отношению к оси растяжения. Как отмечено выше, высокая прочность наноразмерных материалов объясняется их бездефектной структурой. Однако в работе [11] показана, на первый взгляд, парадоксальная возможность упрочнения НВ с помощью введения в их структуру такого дефекта как

дисклинация. Данный эффект можно объяснить созданием полей внутренних напряжений, которые упрочняют НВ по отношению к определенным видам нагружения. Интересно продолжить исследования в данном направлении и выявить возможность упрочения НП путем создания в них системы внутренних напряжений.

Работа была выполнена в соответствии с Программой фундаментальных исследований ОЭММПУ РАН 160Э «Фундаментальные основы изменения структуры и физических свойств веществ под влиянием интенсивных воздействий, в том числе, с помощью волн и вибраций»

Целью диссертационной работы является определение методом молекулярно-динамического моделирования механизмов одноосного растяжения НП из упорядоченных сплавов NiAl и FeAl с разной кристаллографической ориентацией и исследование влияния температуры и введенных дефектов на механизмы деформации.

Для достижения данной цели были решены следующие задачи:

1. Разработка методики молекулярно-динамического моделирования одноосного растяжения НП из упорядоченных сплавов (выбор параметров моделирования).

2. Определение механизмов деформации бездефектных НП из упорядоченных сплавов NiAl и FeAl с разной кристаллографической ориентацией: [100](001), [111](110), [557](110).

3. Исследование влияния температуры на механизмы деформации бездефектных НП из сплавов NiAl и FeAl с разной кристаллографической ориентацией.

4. Определение влияния призматических дислокационных петель, введенных в структуру НП из сплава NiAl с кристаллографической ориентацией [100](001), на механизмы деформации пленки.

Научная новизна

1. Методом молекулярно-динамического моделирования установлено, что одноосное растяжение бездефектных НП из сплавов NiAl и FeAl с кристаллографической ориентацией [100](001) при температуре О К идет упруго вплоть до степени деформации выше 35%. Повышение температуры приводит к снижению степени упругой деформации.

2. Впервые установлено, что неоднородность упругой деформации бездефектных НП из сплавов NiAl и FeAl с кристаллографической ориентацией [100](001) связана с обратимым расщеплением структуры пленки на домены с разной локальной упругой деформацией из-за существования области выпуклости на кривой зависимости энергии примитивной ячейки от однородной деформации.

3. Обнаружено, что механизм деформации НП из упорядоченных сплавов NiAl и FeAl с кристаллографическими ориентациями [111](110) и [557](110) при одноосном растяжении связан в первом случае с

деформационным двойникованием, а во втором - с дислокационным скольжением.

4. Показано, что введение призматических дислокационных петель приводит к упрочнению НП из сплава №А1 с ориентацией [100](001) за счет внутренних полей упругих напряжений.

Практическая н научная значимость. Обнаруженные механизмы деформации интерметаллидных НП, нехарактерные для объемных материалов, имеют фундаментальное значение. Полученные в данной работе результаты по повышению прочности НП по отношению к растягивающим усилиям за счет введения призматических дислокационных петель, создающих в НП выгодное распределение внутренних напряжений, могут быть использованы при создании тонких пленок на конструкционных деталях, где необходима высокая прочность поверхности.

Достоверность результатов, полученных с помощью компьютерного моделирования, обеспечена применением известного и хорошо апробированного метода молекулярной динамики, в котором для описания межатомного взаимодействия используются апробированные многочастичные потенциалы, что обеспечивало физическую непротиворечивость.

На защиту выносятся следующие основные результаты и положения:

1. Методика создания бездефектных НП, и пленок, содержащих призматические дислокационные петли.

2. Результаты молекулярно-динамического моделирования одноосного растяжения бездефектных НП из сплавов №А1 и БеА! с разной кристаллографической ориентацией при разных температурах.

3. Результаты молекулярно-динамического моделирования одноосного растяжения НП из сплава №А1 с кристаллографической ориентацией [Г00](001), содержащей призматические дислокационные петли.

4. Результаты молекулярно-динамического моделирования одноосного растяжения НП из сплавов Ы1А1 и РеА1 с кристаллографическими ориентациями [111] (110) и [557] (110) при разных температурах.

Апробация работы. Основные результаты диссертации докладывались на следующих конференциях и научных семинарах: XI Международная школа-семинар «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах (ЭДС)-2010» (Барнаул, 2010); Открытая школа-конференция стран СНГ «Ультрамелкозернистые и наноструктурные материалы (УМЗНМ) - 2010» (Уфа, 2010); Международная школа-конференции для студентов, аспирантов и молодых ученых «Фундаментальная математика и ее приложения в естествознании» (Уфа, 2011); II Молодежная школа-конференция «Современные проблемы материаловедения» (Пицунда, 2011); Юбилейные XX Петербургские чтения по проблемам прочности, посвященные памяти профессора В.А.Лихачева (С.Петербург, 2012); П1 Международная конференция «Актуальные проблемы прочности» (Уфа, 2012); Открытая школа-конференция стран СНГ «Ультрамелкозернистые и

наноструктурные материалы (УМЗНМ) - 2012» (Уфа, 2012); Международная школа-конференция для студентов, аспирантов и молодых ученых «Фундаментальная математика и ее приложения в естествознании» (Уфа, 2013); International Symposium on Atomistic Modeling for Mechanics and Multiphysics of Materials (Токио, 2013).

Публикации. Основные результаты диссертационной работы отражены в 12 научно-технических публикациях, включая 9 статей в изданиях из перечня рецензируемых журналов, рекомендуемых ВАК РФ.

Личный вклад автора состоит в проведении компьютерного моделирования и планировании последующих исследований, в обработке полученных результатов, в написании статей и тезисов докладов. Задачи диссертационной работы сформулированы научным руководителем Мулюков P.P. Обсуждение полученных результатов проводилось совместно с научным руководителем и соавторами публикаций при непосредственном участии соискателя. Автором диссертационной работы сформулированы основные выводы.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, обзора литературы, 5 глав, заключения и списка литературы из 152 наименований. Общий объем диссертации 112 страниц, в том числе 44 рисунка и 4 таблицы.

Содержание работы

Во введении обоснована актуальность темы диссертации, сформулированы цель, научная новизна и практическая значимость работы, отражены основные положения, выносимые на защиту, и дан краткий обзор содержания глав диссертации.

Глава 1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ

В первом разделе рассмотрены экспериментальные работы по синтезу дисперсных металлических наноматериалов, по определению их свойств и возможному применению в промышленности. Было показано, что отличие механических свойств наноразмерных материалов от обычных связаны с новыми особенностями деформирования и разрушения материалов.

Во втором разделе рассмотрены механизмы деформации и разрушения дисперсных наноматериалов. Экспериментальные работы по сжатию и растяжению наностолбиков показали, что предел текучести таких материалов близок к теоретической прочности [2,3]. Однако в работе [3] было установлено, что с увеличением геометрического размера наностолбиков (диаметра и длины столбиков) заметно снижаются пределы текучести и прочности и модуль упругости исследуемых материалов, т. е. наблюдается так называемый размерный эффект. При растяжении бездислокационных нитевидных монокристаллов меди и серебра величина верхнего предела текучести приближалась к значениям теоретической прочности [4], но при достижении растягивающего напряжения достаточного для

зарождения первых дефектов, напряжение течения резко падало иногда даже больше чем на порядок. Объясняется это тем, что в материалах с совершенной структурой в малых объемах работа источников дислокаций, например источника Франка-Рида, затруднена. Поэтому дислокации зарождаются с поверхности наноразмерного объекта, где меньше активационный объем, для чего требуется большее напряжение, чем при зарождении дислокаций в объемных материалах.

В третьем разделе рассмотрены основные методы компьютерного моделирования дисперсных наноразмерных материалов, широко используемые для определения механизмов деформации и разрушения. Из представленных методов, учитывая их достоинства и недостатки, для реализации целей нашей работы был выбран метод молекулярно-динамического моделирования.

В четвертом разделе представлены результаты молекулярно-динамического моделирования одноосного растяжения НВ и НП из чистых металлов и упорядоченных сплавов [5-11]. С помощью атомистического моделирования наблюдалось формирование деформационных двойников при растяжении молибденового НВ [5]. Другой механизм деформации был обнаружен с помощью молекулярно-динамического моделирования в работах [6,7], где при деформации НВ из упорядоченных сплавов Си2г и №А1 наблюдалось превращение исходной ОЦК фазы с симметрией В2 в тетрагональную объемноцентрированную фазу. Однако наши исследования показали, что деформация упорядоченных сплавов не связана с образованием новой фазы. Она связана с обратимым расщеплением структуры на домены с разной локальной упругой деформацией. Отметим, что подобный механизм деформации был обнаружен А. В. Савиным с соавторами при растяжении цепочек ДНК [12].

На основе анализа литературных данных сформулированы задачи диссертационной работы и обоснован выбор исследуемых упорядоченных сплавов. Установлено, что существует достаточное количество работ по изучению свойств, механизмов деформаций и разрушения НВ из чистых металлов и сплавов, но практически нет работ по изучение подобных вопросов для НП. Хотя эти вопросы являются не менее интересными, поскольку в НП не существует ребер, которые облегчают зарождение дефектов в процессе деформации, следовательно, пластическая деформация пленок будет начинаться при напряжениях более близких к теоретическому пределу, что может привести к проявлению новых свойств и к появлению новых механизмов деформации пленок. Выбор упорядоченных сплавов №А1 и РеА1 в качестве объектов исследования обусловлен с одной стороны высокой энергией антифазной границы, а с другой стороны, - тем, что они обладают рядом интересных свойств, таких как: высокая температура плавления, прочность и жаростойкостью. Нанопокрытия из таких материалов могут использоваться в разных отраслях промышленности. К тому же сплавы обладают ОЦК решеткой с В2 симметрией, которая имеет ограниченное число систем скольжения из-за возможного образования антифазной границы. Такое образование является энергетически не выгодным процессом. Эта особенность позволяет рассмотреть

несколько кристаллографических ориентации НП из упорядоченных сплавов по отношению к оси растяжения, в каждой из которых могут работать разные механизмы деформации. Анализ литературы показал, что существуют работы, например [11], по упрочнению НВ и НП с помощью введения дефектов (дисклинаций), поэтому является актуальным рассмотрение влияния введенных призматических дислокационных петель на свойства и механизмы деформации НП из упорядоченных сплавов NiAl и FeAl.

Глава 2. МЕТОДИКА КОМПЬЮТЕРНОГО МОДЕЛИРОВАНИЯ ОДНООСНОГО РАСТЯЖЕНИЯ НАНОПЛЕНОК ИЗ УПОРЯДОЧЕННЫХ СПЛАВОВ NiAl И FeAl

В данной главе описывается методика компьютерного моделирования одноосного растяжения НП из упорядоченных сплавов NiAl и FeAl с разной кристаллографической ориентацией при разных температурах. Рассматривается способ введения призматических дислокационных петель в структуру НП.

В качестве объектов исследования в диссертационной работе выступают НП из интерметаллидных сплавов NiAl и FeAl, структура элементарной ячейки которых представляет собой ОТ ТУ решетку с симметрией типа В2. Параметр решетки соответственно равен aNiAl = 2,8712 А и

.Поскольку на механизмы деформации указанных упорядоченных сплавов может влиять направление оси растяжения, то в данной работе исследуются НП с ориентацией оси растяжения вдоль кристаллографическое направлений [100], [111] и [557]. Последнее направление образует с плоскостью (110) систему скольжения [001](110), которая обладает максимальным фактором Шмида (0,5), а скольжение дислокаций в данной системе не приводит к образованию антифазной границы.

Расчетная ячейка НП представляла собой набор ориентированных элементарных ОЦК решеток с В2 симметрией, в которой периодические граничные условия задавались в направлении осей х и z, а свободные поверхности были перпендикулярны направлению у. Отметим, что ось растяжения дня всех исследуемых НП совпадала с направлением д:. На рис. 2 приведен пример расчетной ячейки из сплава NiAl с осью растяжения, совпадающей с направлением [100], а плоскость ху соответствует кристаллографической плоскости (001), следовательно, НП имела кристаллографическую ориентацию [100](001). По аналогии с вышесказанным при растяжении НП вдоль [111] и [557], она имела

Рис. 1. Элементарная ячейка упорядоченных сплавов №А1 и РеА1 со сверхструктурой типа В2 на основе ОЦК решетки

аРеА1 = 2,852 А (рис. 1).

>'[010]

[001]

д-[100]

кристаллографическую ориентацию |111](110) и [557](110) соответственно. Исходный размер расчетной ячейки в трех направлениях равен /,Л ~ 50а, /,,,== ЮОя, /,. ~ 3а для всех исследуемых бездефектных НП.

В природе не существует бездефектных структур, в представленной работе исследовалось влияние дефектов на одноосное растяжение НП. Известно, что в сверхструктуре преобладающий тип дислокаций - это сверхдислокации, представляющие собой пару частичных дислокаций с общей плоскостью скольжения, соединенные полоской антифазной границы. Полные краевые дислокации, принадлежащие системе <001 >{ 100} в упорядоченных В2 сплавах не наблюдаются, поскольку для их зарождения и скольжения необходимо большое напряжение. Связано это с тем, что ядро такой краевой дислокации с вектором Бюргерса «[001] расщеплено «домиком» в две плоскости {110}. Однако именно благодаря тому, что скольжение такой дислокации возможно лишь при больших приложенных напряжениях, данный тип дислокации и был выбран для искусственного введения ее в структуру НП из интерметаллидного сплава М1А1 с целью увеличения ее прочности. Но одна краевая дислокация не создает нужных полей сжимающих напряжений в центре пленки, поэтому вводилась призматическая дислокационная петля, состоящая из пары разноименных краевых дислокаций с вектором Бютргерса «[100] (рис. 3 (б)). Введение в расчетную ячейку массива призматических дислокационных петель осуществлялось с помощью частичного вырезания одной атомной плоскости из исходной бездефектной структуры (рис. 3 (а)). Высота призматических дислокационных петель равна 1г = 120а. Расстояние между петлями задавалось в параметрах решетки, и было равно 1 = Ыа, где Ы= {5, 7, 9, II, 13, 15, 17}. Размер расчетной ячейки в направлении оси х зависел от расстояния между дислокационными петлями 1Х=31, а в направлениях у и г был фиксированным и равным /,,,=200« и Ц=Ъа соответственно. Для устранения пустоты в расчетной ячейке, полученной при частичном вырезании атомной плоскости, проводилась релаксация ее структуры под действием сжимающего напряжения 100 МПа в течение Юпс. Фактически дислокационная петля представляет собой пару сидячих краевых дислокаций разного знака. Отметим, что треугольная насечка высотой 2,6« наносилась на одной из свободных поверхностей НП, разупрочняя ее (рис. 3 (в)).

Рис.2. Расчетная ячейка 1111 из упорядоченного сплава NiAI с ориентацией |100](001). Размер расчетной ячейки: Lx ~ 50а, Lf~ 100а. /.. = За (не показано)

Молекулярно-динамическое моделирование одноосного растяжения НП проводилось с использованием находящегося в широком пользовании и хорошо апробированного программного пакета ЬАММРЭ [13], который широко применяется в последнее время для разного рода моделирования. Для описания межатомного взаимодействия сплавов 1\ПА1 и РеА1 использовались многочастичные потенциалы, рассчитанные методом погруженного атома (ЕАМ-потенциалы), описанные в работах [14] и [15] соответственно. Выбор данных межатомных потенциалов связан с тем, что полученные с их помощью данные (параметр решетки а0, энергия формирования Е/, упругие константы с(/ и т. п.) хорошо согласуются с экспериментальными данными и с результатами аЬ тШо расчетов. Отклонение экспериментальных данных от данных полученных с использованием ЕАМ-потенциалов составляет менее 10%.

а)

насечка

ядро дислока ни и

6) щтгМ в)

• ; -

Ч!

: •

' 1.x

Рис. 3. Начальная структура расчетной ячейки с призматическими дислокационными петлями до (а) и после (б) релаксации структуры, в) Схематическое представление начального напряжения <хул. по толщине МП с дислокационными петлями. Расчетная ячейка имела ориентацию [100|(001)

Уравнения движения атомов интегрировались с помощью метода Верле четвертого порядка с шагом по времени 1 фс.

Одноосное растяжение НП проводилось путем деформации с контролируемой постоянной скоростью деформирования, ¿хх = 108с-1. Тестовые расчеты показали, что уменьшение скорости растяжения не приводит к заметному изменению представленных результатов.

Для всех экспериментов растягивающее напряжение ахх прикладывалось вдоль оси х, остальные компоненты тензора напряжений поддерживались равные нулю с помощью процедуры Паринелло-Рамана.

Моделирование одноосного растяжения НП проводилось в диапазоне температур от О К до I ООО К. Поскольку в классической молекулярной динамике квантовые эффекты не учитываются, то при моделировании температур, близких к

~1I~

абсолютному нулю, рассматриваются не нулевые, но достаточно малые температуры. В этих условиях роль квантовых эффектов уже не столь заметна, а влияние тепловых колебаний еще пренебрежимо мало, чтобы повлиять на зарождение и движение дислокаций. Поэтому в наших расчетах в качестве нулевой температуры принималась температура 10 К. Отметим, что температура контролировалась с помощью термостата Нозе-Гувера [16].

Глава 3. НЕОДНОРОДНАЯ УПРУГАЯ ДЕФОРМАЦИЯ БЕЗДЕФЕКТНЫХ НАНОПЛЕНОК ИЗ СПЛАВОВ №А1 И РеА\

В третьей главе представлены результаты атомистического моделирования одноосного растяжения бездефектных НП из сплавов "№А1 и РеА1 с кристаллографической ориентацией [Ю0](001). Температура, при которой проводилось моделирование, изменялась в диапазоне от 0 К до 1000 К с шагом в 100 К.

Рис. 4. Диаграмма растяжения бездефектных НП из сплавов NiAl (а) и 1-'еА1 (б) при нулевой температуре

Результаты одноосного растяжения бездефектной НП из сплавов NiAl и FeAl с кристаллографической ориентацией [100](001) при нулевой температуре представлены на рис. 4 (а) и (б) соответственно. Видно, что кривые напряжение-деформация исследуемых сплавов качественно похожи, и каждую из них можно разделить на четыре области. Наибольший интерес вызывает область II в диапазоне деформаций от е, до i;2, где растягивающие напряжения снижаются с ростом деформации (<Х|><г2).

Рассмотрены структурные изменения бездефектной НП в процессе ее одноосного растяжения. На рис. 5 и 6 представлена структура расчетной ячейки при различных деформациях для сплава NiAl и FeAl соответственно. Области с 1 по IV на рис. 5 и 6 соответствуют областям на рис. 4. Области, в которых элементарные ячейки имели локальную деформацию efMi < 0,2 (e^lAl > 0,2) для NiAl и e[eAl < 0,15 (e[eAl > 0,15) для FeAl, показаны серым (черным) цветом. Локальные деформации элементарной ячейки в направлении осей х, у иг

I и ; ш IV

I*" 'А 1Й ■ ■

- . — - из о.:; £..-(■.;-

fe.fi с, <хи е.гО.х

Рис. 5. Зарождение и распространение доменов в Н)1 т сплава №А1 с ориентацией [100|(001)

Рис. 6. То же что и на рис. 5. по для сплава 1'еЛ1

определялись по формулам: ех = (ах - а)/а, еу = (ау - а)/а и е2 = (аг - а)/а. В направлении осей х, у и г параметрами решетки ах и ау = а, меняются в процессе одноосного растяжения, при этом а - исходный параметр решетки.

Из рис. 5 и рис.6 видно что, в области 1 наблюдается однородная упругая

деформация НП, которая сопровождается практически линейным ростом напряжения с возрастанием деформации до значения г', (рис. 4). Однако в области II при деформации НГ1 больше чем 8\ наблюдается зарождение на поверхности пленки доменов с локальной деформацией с2>с\ на рис. 5 и рис. 6 это соответствует появлению черных полос. Удлинение НП при снижении растягивающего напряжения в области II происходит за счет поглощения доменов с меньшей локальной деформацией е, доменами с большей локальной деформацией е2 (серая и черная области соответственно). На начальных этапах формирования доменной структуры образуются несколько узких доменов, которые затем сливаются, что приводит к понижению общей потенциальной энергии системы из-за уменьшения протяженности доменных стенок, обладающих относительно большой энергией. Домены с большей или меньшей локальной деформацией по сравнению с общей деформацией е„- в НП из сплава ЬНА1 (РеА1) сосуществуют в интервале 0,18< 8ДЛ-< 0,25 (0,09< е„< 0,23). В области IV на рис.6 при деформации е„ = 0,4 видны полосы скольжения дислокаций, наблюдаемые в НП из сплава МА1 в той же области, т. е. при деформации больше в3 (на рис. 4 соответственно) в НП происходит зарождение первых дефектов и формирование трещины. Образовавшаяся трещина быстро распространяется, приводя к разрушению материала (е»ш = 0,36 и £рсеМ = 0,42 на рис. 5 и рис. 6 соответственно). Таким образом, область IV соответствует области пластической деформации. Поэтому можно предположить, что упругая деформация НП из сплавов МА1 и РеА1 составляет ~ 0,36 и ~ 0,38 соответственно, а

напряжения ~ 20 ГПа и а£еМ ~ 16 ГПа для сплавов МА1 и РеА1 являются

верхним пределом текучести материала, при достижении которого за счет появления первых дефектов происходит резкий более чем на порядок спад напряжения и быстрое разрушение пленки (области IV на рис. 4). Подобный спад напряжения был обнаружен в работе [4] при растяжении нитевидных

напряжения был обнаружен в работе [4] при растяжении нитевидных монокристаллов меди и серебра. Данный эффект связан с невозможностью зарождения дислокаций в объеме наноразмерных материалов с совершенной структурой из-за их малого размера. Поэтому дефекты зарождаются на поверхности таких материалов, а для этого требуется большее напряжение, чем для зарождения дефектов в объеме материала.

0.3

<£ 0.2

0.1

-0.1

е2

е, •

- £

•С- е>,=ег ____45 ..... ¡.....1.

О 0.05 ОД

0.15

0.2 0.25 0.3

Рис. 7. Результаты моделирования нагрузки (сплошная линия) и разгрузки (пунктирная линия) НП из сплавов №А1 в области II на Рис. 4 (а)

Рис. 8. Локальная деформация

кристаллической решетки ех (сплошные линии) и еу = ег (пунктирные линии) НП из сплава №А1

Из рис. 4 видно что упругая деформация бездефектных НП из сплава »¡А1 идет до деформации е3, и, следовательно, образование доменов с разной локальной деформацией является обратимым процессом. НП растягивалась до относительного удлинения ехх = 0,3, после чего происходила разгрузка образца. Полученные кривые ахх(ехх) при нагрузке/разгрузке представлены на рис. 7. Видно, что между кривыми нагрузки и разгрузки в области неоднородной деформации (область II на Рис. 4 (а)) существует небольшое различие, которое связано с зарождением доменов. За исключением этих областей, нагрузка и разгрузка протекают по имеющей отрицательный наклон единой прямой линии, что свидетельствует об обратимости неоднородной деформации. Отметим, что полученные кривые нагрузки/разгрузки для бездефектных НП из сплава РеА1 качественно не отличаются от кривых, представленных на рис. 7 для пленок из сплава №А1.

На примере НП из сплава №А1 проведен анализ изменения локальных деформаций ех и еу = ег элементарной ячейки с ростом средней деформации ехх, данные зависимости представлены на рис. 8. Видно, что в области однородной упругой деформации, ех = гхх (область I на рис. 5 (а)), тогда как в области неоднородной упругой деформации (область II на рис. 5 (а)) существует два типа доменов с разной локальной деформацией е/ = 0,18 и е2 = 0,25, которые не изменяются с возрастанием ехх. Деформация НП в нестабильной области идет за счет поглощения доменов с меньшей в/ доменами с большей е2 локальной деформацией.

Рис. 9. Зависимость растягивающего напряжения <т„ (сплошные линии) и потенциальной энергии на атом Р (пунктирные линии) от деформации ехх НП из сплава NiAl (а) и FeAl (б) с малым размером расчетной ячейки. Для сравнения серыми пунктирными линиями приведены кривые o^fe*) Для НП с большим размером расчетной ячейки, представленные на рис. 4

Для понимания механизма неоднородной упругой деформации, возникающей в области 11 (рис. 4), рассмотрена одноосное растяжение НП из исследуемых сплавов с меньшим размером расчетной ячейки вдоль оси растяжения х. На рис. 9 представлены кривые зависимости растягивающего напряжения аи (сплошная линия) и потенциальной энергии Р (пунктирная линия) от деформации ехх бездефектных НП с меньшим размером расчетной ячейки - Lx = 3a, Ly=\00a, L, = 3a. Для сравнения серым цветом показаны кривые <тхх(ехх) для НП с большим размером расчетной ячейки (Lx=50a, Ly= 100а, L. = За), представленные на рис. 4. Отметим, что ахх пропорциональна /¿Е ■ Для исследуемых сплавов кривая Р(ехх)

имеет область выпуклости в диапазоне деформаций от е, = 0,16 до е2 = 0,23 для NiAl и от £] — 0,02 до е2 = 0,22 для FeAl, что приводит к появлению убывающего участка на кривой аxx(sxx) (рис.9). В диапазоне аи<(тхх < ai4, где для NiAl аи = 9 ГПа и

= 13 ГПа, а для FeAl аи = 3 ГПа и = 9 ГПа, каждому значению растягивающего напряжения соответствуют два устойчивых значения деформации на участках 1-3 и 2-4 и третье термодинамически неустойчивое значение на убывающем участке 3-2, где НП находится в термодинамически неустойчивом состоянии.

По аналогии с теорией A.B. Савина [12], существование выпуклости на кривой зависимости потенциальной энергии от деформации, свидетельствуют о том что деформация объекта идет при меньшей энергии, в результате чего происходит расщепление структуры на домены с разной локальной деформацией. Однако для образования доменов также необходимо, чтобы толщина расчетная ячейка в направлении оси растяжения была в два раза больше ширины доменной стенки, т. е. необходимо ввести критическую толщину расчетной ячейки - Lxc = За. Деформация НП идет однородно, если LX<LXC (рис. 9), и неоднородно, если Lx> Lxc (Рис. 4).

Отметим, что в работе [12] деформация цепочки ДНК в пределах участка неоднородной деформации протекает при постоянной нагрузке, а в случае упругой

деформации бездефектной НП наблюдается отрицательный наклон этой области (рис. 4). Данное отличие объясняется тем, что цепочка ДНК представляет собой одномерный объект, где доменные стенки имеют нулевую топологическую размерность, в то время как в трехмерной НП доменные стенки - это планарные дефекты, миграция которых связана с зарождением и распространением ступенек. Такая миграция границы доменной стенки требует меньших энергетических затрат, чем смещение всей границы целиком.

На рис. 9 видно, что графики зависимости ахх{£хх) для малой и большой расчетных ячеек отличаются в области термодинамической неустойчивости и при приближении к пределу текучести НП. Напряжение аз пленки из сплава №А1 (Ре А 1) с меньшим размером расчетной ячейки больше на 15% (11%), чем напряжение <т3 пленки с большим размером. Данное различие объясняется тем, что в расчетной ячейке большого размера происходит более раннее зарождение дислокаций, поэтому разрушение НП происходит быстрее, и она обладает меньшим пределом текучести и прочности. Отличие в области термодинамической неустойчивости при растяжении бездефектной НП с малым и с большим размером расчетной ячейки связано с разным механизмом ее деформации. В расчетной ячейке малого размера деформация развивается однородно, а в ячейке большого размера в области термодинамической неустойчивости сосуществуют домены с меньшей и большей степенью упругой деформации.

Отметим, что образование доменов с большей и меньшей локальной деформацией связано с деформационной трансформацией элементарной ячейки сверхструктуры В2 из кубической в тетрагональную. Трансформация структуры, представленная на рис. 5 и рис. 6, не связана с фазовыми превращениями или с образованием дефектной структуры, поскольку при одноосном растяжении бездефектных НП не происходит разрушение или формирование новых межатомных связей вплоть до начала пластической деформации (область IV на рис. 4, рис. 5 и рис. 6). Отмеченная трансформация связана с образованием доменов с разными локальными деформациями, имеющими одинаковую объемно-центрированную тетрагональную решетку, и данный механизм деформации является обратимым процессом.

Температура - один из важных факторов, который может повлиять на механизм деформации объектов исследована. Поэтому в диссертации исследуется влияние температуры на неоднородную упругую деформацию бездефектных НП из сплавов ]чНА1 и РеА1. Кривые напряжение-деформация одноосного растяжения пленок при разных температурах, представлены рис. 10 (а) и (б) соответственно. Отметим, что для обоих сплавов максимальное растягивающее напряжение а3, которое соответствует началу пластической деформации, снижается с возрастанием температуры, в частности на 30% при 300 К по сравнению с деформацией при 0 К. Это связано с тем, что при повышении температуры облегчается зарождение дислокаций на поверхности НП за счет термоактивационных процессов.

Максимальная упругая деформация бездефектной НП тоже снижается с ростом

ГбЬ^ок^ r ' i — 500K /1-

' — зоок - — 1000K ' /¡h 1 с s; l

*---»---- f il /if !

- Jr 1 C3

f E) !,

од

е„

0.2 е, о.з

0.4

Рис. 10. Диаграммы растяжения для НП из интерметаллидных сплавов NiAl (а) и FeAl (б) при разных температурах

Из рис. 4 видно, что интервал деформации Аехх = г2 — £i в области термодинамической неустойчивости (область II на рис. 4) для бездефектной НП из сплавов NiAl и FeAl отличаются друг от друга. При нулевой температуре для NiAl он равен Аеххм = 0,06, а для FeAl он шире, и составляет Аеххм = ОД4. Отметим, что отличается и скорость снижения растягивающего напряжения Аахх = \cr2 — 0il-При нулевой температуре она равна Ааххм = 2,5 ГПа и Даххм = 4,7 ГПа для NiAl и FeAl, т. е. шире почти в 2 раза. Кроме того, выигрыш в плотности энергии при неоднородной деформации по сравнению с однородным деформацией у FeAl выше, чем у NiAl (рис. 9). Эти различия свидетельствуют о том, что эффект неоднородной упругой деформации для сплава FeAl должен наблюдаться при более высоких температурах, чем для NiAl, что и было подтверждено нашими численными экспериментами (рис. 10).

Для НП из сплава NiAl формирование доменной структуры при растяжении наблюдалось при температуре 300 К (0Д6Гпл, где Тпл-температура плавления), а для сплава FeAl - при температуре 1000 К (0,65ГПЛ). При более высоких температурах деформация

бездефектной НП происходила однородно. Данный факт

проиллюстрирован на рис. 11 для НП из сплава NiAl при sIX = 0,2 (а) и FeAl при £„=0,15 (б). Серая область соответствует доменам с меньшей локальной деформацией, а черная -доменам с большей локальной

ШОК

S00K.

1000К

Рис. 11. Доменная структура НП из сплава №А1 при ехх=0,2 (а) и РеА1 при £«=0,15 (б) при разных температурах. Серая и черная области соответствуют доменам с меньшей и большей локальной деформацией

деформацией. На рис. 11 (а) видно, что при температуре 100 К доменные границы практически не возмущены тепловыми колебаниями, при 300 К они сильно размываются, а при 400 К полностью исчезают. Для НГ1 из сплава РеА1 тепловое размытие границ доменов наблюдается при температуре 1000 К (рис. 11 (б)).

1'ис. 12. Зависимость модуля упругости Е=с1ах/с1е„ от средний деформации ахх НП из сплавов №А1 (а) и РеА1 (б)

В термодинамически неустойчивой области 11 кривая напряжение-деформация имеет отрицательный наклон (рис.4), что говорит об отрицательном значении модуля упругости (жесткости НП), который рассчитывается по формуле Е (1ахл/(1си.. При повышенных температурах, когда деформация идет однородно, кривая не имеет отрицательного наклона, и, следовательно, значение модуля упругости НП становится положительным. На рис. 12 представлены кривые зависимости модуля упругости Е от деформации £ы бездефектной НП при температурах 0 К и 300 К, для №А1 (а) и 0 К и 1000 К для РеА1 (б). Хорошо видно, что с повышением температуры уменьшается интервал деформаций, где наблюдается отрицательная жесткость.

Глава 4. НЕОДНОРОДНАЯ УПРУГАЯ ДЕФОРМАЦИЯ ИАНОПЛЕНКИ ИЗ СПЛАВА ЖА! С ДЕФЕКТАМИ

В четвертой главе рассматривается возможность упрочнения НП из I упорядоченных сплавов МА1 и РеА1 путем создания внутренних напряжений за счет введения дефектов - массива призматических дислокационных петель. ! Поскольку неоднородная упругая деформация характерна для всех исследуемых в ; данной работе сплавов, то влияние дефектов на механизм доменного расщепления структуры и возможность упрочнения НП рассматривается на примере только одного из них - N1А1. Ось растяжения соответствует кристаллографическому направлению [100], т. е. НП имеет кристаллографическую ориентацию [100](001).

Кроме упрочняющих

внутренних дефектов в любом сплаве присутствуют

поверхностные разупрочняющие дефекты. Поэтому в работе исследован механизм деформации НГ1 содержащей и внутренние дефекты (массив

призматических дислокационных петель) и поверхностные насечки.

Введение совокупности

дефектов двух типов (рис. 3) условно разделяет НП на две части «внешнюю» (между дислокациями и свободными поверхностями) и

«внутреннюю» (внутри массива призматических дислокационных петель).

На рис. 13 показаны кривые напряжение-деформация для НП с массивом дислокационных петель, расположенных с периодом Ыа. Над каждой кривой указано число Л', соответствующее количеству плоскостей между дислокационными петлями. Для сравнения тонкой пунктирной линией показан график зависимости ахх(Ехх) Для НП без дислокаций. Выше напряжения ахх = 8 ГПа для всех пленок с призматическими дислокационными петлями, наблюдается снижение напряжения при практически постоянном значении деформации, т. е. все кривые напряжение-деформация имеют область термодинамической неустойчивости. Дальнейшее растяжение приводит к повторному возрастанию напряжения вплоть до критической величины, где происходит зарождение трещины на насечке.

Как видно из рис. 13, расстояния между дислокационными петлями N влияют на величину максимального растягивающего напряжения а3 и деформации е3. На рис. 14 приведены зависимости а3(Ы) и £3(Л0 пунктирной и сплошной линиями с маркерами соответственно. Максимальное напряжение (деформация) для НП без дислокационных петель показано горизонтальной пунктирной (сплошной) линией без маркеров. Наибольшее растягивающее напряжение до разрушения наблюдается для М= 7, а максимальная пластичность - для N=11. Таким образом, можно сделать вывод, что при определенном расстоянии между призматическими дислокационными петлями наблюдается упрочнение НП из упорядоченного сплава ЬПА! несмотря на разупрочнение поверхностной части НП.

Рис. 13. Диаграммы растяжения для НП с призматическими дислокационными петлями, введенными с периодичностью Ыа, над каждой кривой указано число N (толстые линии). Для сравнения приведена кривая «>,(<;„) для бездефектной МП, показанная пунктирной линией. Максимальное растягивающее напряжение и деформация, отмечены а5 и к3 соответственно

Для понимания процессов, приводящих к возрастанию прочности НГ1 за счет введения внутренних полей напряжений, подробно рассмотрим кривую напряжение-деформация

полученную при растяжении пленки с Л'=11, представленную на рис.15. Отметим, что для всех остальных исследуемых пленок, содержащих массив призматических

дислокационных петель, кривые ахх(£хх) качественно были подобны. Представленную на рис. 15

кривую <тхх(ехх), можно разделить на пять областей. Как и в случае бездефектной НП, в пленке с дислокационными петлями существует область, где напряжение уменьшается с возрастанием деформации.

Следовательно, в данной области идет неоднородная упругая деформация, связанная с расщеплением структуры на домены с разной локальной деформацией.

На рис. 16 приведены структуры НП с дефектами при различной величине средней деформации ехх, серым (черным) цветом окрашены примитивные ячейки с локальной деформацией ех < 0,2. (ех > 0,2). Каждая из пяти структур соответствует областям с I по V на рис. 16 с величиной растягивающей деформации £хх равной 0,03 (а), 0,(5(6), 0,21 (в), 0,255 (г) и 0,265 (д) соответственно. В области 1 «внутренняя» и «внешняя» части НП деформируются упруго и однородно. Отметим, что до одноосного растяжения «внутренняя» часть НП была подвергнута растягивающим напряжениям, а внешняя - сжимающим напряжениям (рис. 3 (в)) за счет введенных призматических дислокационных петель. В области (( деформация «внешней» части НП остается однородной, а во «внутренней» части наблюдается расщепление структуры на домены с большей и меньшей локальной деформацией (рис. 16(6)), т.е. идет неоднородная упругая деформация. Отметим, что домены зарождаются на дислокациях, а не на поверхности, как при растяжении бездефектных НП (рис. 5). При дальнейшем растяжении «внутренняя» и «внешняя» части НП деформируются упруго и однородно, что соответствует области 111, однако локальная деформация «внутренней» части НП больше, чем «внешней». В области IV во «внешней» части НП наблюдается образование доменов с большей и меньшей локальной деформацией (рис. 16 (г)), а дальнейшая деформация приводит к образованию трещины на насечке НП, как показано на рис. 16(д), что соответствует области V на кривой сгхх(ехх) (рис. 15).

Рис. 14. Максимальное растягивающее напряжение а3 (не закрашенные маркеры), и деформация f.3 (закрашенные маркеры) до разрушения МП с дислокационными петлями в зависимости от N. Максимальное напряжение (деформация) для НП без петель показано пунктирной (сплошной) гор и 301 ггал ьной л и н ией

Рис. 15. Диаграмма растяжения МП из сплава 1М1А1 с призматическими дислокационными петлями для N = П

а) б) ») «') Л

Рис. 16. Область с локальной деформацией решетки ех < 0,2 (ех > 0,2) показана серым (черным) цветом для случая Лг' = 11. Средняя деформация с„ НП равна: а) 0,03, б) 0,15, в) 0,21, г) 0,255 ид) 0,265

Моделирование одноосного растяжения НП с дефектами при температуре 300 К показало, что возрастание температуры не приводит к изменению механизма упругой деформации НП, т.е. деформация идет неоднородно. Однако возрастание температуры приводит к снижению значений критической деформации и напряжения за счет более легкого зарождения и скольжения краевых дислокаций, как и для бездефектной НП. Таким образом эффект упрочнения НП за счет введения массива призматических дислокационных петель снижается с возрастанием температуры. Отметим, что рост температуры выше 300 К приводит к полностью однородной деформации НП с дефектами без расщепления ее структуры на домены с разной локальной упругой деформацией.

Представленные в данной главе результаты показали, что за счет введенных внутренних напряжений в виде массива призматических дислокационных петель, был достигнут эффект упрочнения НП, но при определенном расстоянии между дислокационными петлями (для N равного 17 и 5 упрочнения не наблюдается). Отметим, что повышение прочности пленки вызвано лишь возникновением внутренних напряжений, а не дислокационным механизмом деформации, поскольку полос скольжения в структуре НП не обнаружено.

Глава 5. ПЛАСТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ БЕЗДЕФЕКТНЫХ НАНОПЛЕНОК ИЗ СПЛАВОВ №А1 И РеА!

В пятой главе рассматриваются механизмы одноосного растяжения бездефектных НП из сплавов МА! и РеА1 с кристаллографическими ориентациями

[111](110) и [557](110). Деформация бездефектных НП проводилась при трех температурах: 0 К, 300 К и 1000 К.

На рис. 17 представлены кривые зависимости напряжения ахх от деформации ехх, полученные при растяжении бездефектных НП из сплава NiAl с ориентацией [111](110) при разных температурах. Кривые crxx(sxx) для НП отличаются от аналогичных кривых, полученных при растяжении объемных материалов, и самое большое отличие состоит в том, что предел текучести а3 превышает предел прочности ав материала в 1,75 ив 1,5 раза при температурах 300 К и 1000 К соответственно. Это различие связано с тем, что исходная структура НП не содержит дефектов кристаллической решетки, т. е. предел текучести близок к теоретическому пределу прочности материала. За счет возникновения в НП дефектов кристаллической решетки при ехх > е3 (рис. 17) растягивающее напряжение снижается примерно в 5-6 раз. Ранее подобная закономерность наблюдалась при растяжении монокристаллических усов меди и серебра [4]. Отметим, что при нулевой температуре величина напряжения течения а3 и предела прочности ав совпадают, поскольку зарождение дефектов приводит к быстрому разрушению бездефектных НП из-за отсутствия термоактивационных процессов и большой скорости деформации.

1.2

/ шш.

A?¿

■ Щ^щ

. I—

>4112] t-

Рис. 17. Диаграмма растяжения бездефектных НП из сплава №А1 с ориентацией [Ц1](ТЮ) при температурах 0 К, 300 К и 1000 К

Рис. 18. Двойниковая структура НП из сплава NiAl, образовавшаяся при растяжении вдоль направления [111] при температуре 0 К

Анализ структуры НП с кристаллографической ориентацией [111](110) при деформации ехх > £3 при разных температурах показал, что одноосное растяжение приводит к образованию деформационных двойников, плоскость двойникования которых соответствует плоскости (112), а направление сдвига - направлению [111] (рис. 18). Деформационное двойникование возможно, потому что скольжение дислокаций в наиболее плотноупакованном направлении <111> для упорядоченной ОЦК решетки с симметрией типа В2 приводит к образованию антифазной границы, что требует больших напряжений. Процесс двойникования в структуре сопровождается скачкообразным изменением напряжения, что отражено

кривыми охх(ехх) на рис. 17 при деформации ехх > £3 и температурах 300 К и 1000 К. Отметим, что такая скачкообразная зависимость ахх от ехх при нулевой температуре не наблюдалась, поскольку после образования первой полосы двойника по его границе происходило разрушение бездефектной НП.

Кривые напряжение-деформация, полученные при растяжении бездефектной НП из сплава NiAl с кристаллографической ориентацией [557](110). при разных температурах, представлены на рис. 19. Видно, что на кривых охх(гхх) после достижения предела текучести сг3 происходит резкое снижение напряжения за счет возникновения дефектов. При температурах 300 К и 1000 К оно снижается в 8 и в 4 раза соответственно. Как было рассмотрено выше, это связано с тем, что структура исследуемой нами НП является бездефектной, следовательно начало пластической деформации будет идти при напряжениях близких к теоретической прочности. Дальнейшая деформация бездефектной НП сопровождается монотонным возрастанием кривых ахх(ехх~), такое поведение отличается от аналогичных кривых, полученных при растяжении бездефектной пленки вдоль направления [111]. Это свидетельствует о различных механизмах деформаций вдоль отмеченных направлениях.

Рис. 19. Диаграмма растяжения

бездефектной НП из сплава N141 с ориентацией [557](110) при температурах 0 К, 300 К и 1000 К.

Рис. 20. Атомная структура НП из сплава №А1 с краевыми дислокациями, образовавшимися при растяжении вдоль направления [557] при температуре 300 К. Символом -1- обозначены краевые дислокации с вектором Бюргерса Ъ = а[001]

Анализ структуры бездефектной НП из сплава №А1 с кристаллографической ориентацией [557]( 110) при деформации £хх > е3 показал, что в результате одноосного растяжения происходило зарождение краевых дислокаций с вектором Бюргурса Ъ = а [001], которые представлены на рис. 20 символом -к Исследования показали, что зарождение краевых дислокаций происходило с поверхности НП, где меньше активационный объем, а полосы скольжения соответствовали системе

[001](110), обладающие максимальным фактором Шмида (0,5) при данной кристаллографической ориентации оси растяжения [557]. Отметим, что зарождение деформационных двойников также начиналось с поверхности НП.

Кривые напряжение-деформация, полученные при растяжении бездефектной НП из сплава FeAl с кристаллографическими ориентациями [111](110) (а) и [557](110) (б) при температурах 0 К, 300 К и 1000 К, представлены на рис.21. Можно заметить, что при всех исследуемых температурах напряжение течения а3 является также пределом прочности материала, поскольку после образования каких-либо дефектов кристаллической решетки происходило быстрое разрушение пленки, а повторного роста напряжения, как в случае растяжения НП из сплава NiAl той же I ориентации, не наблюдалось (рис. 17, рис. 19).

На рис. 21 видно, что кривые ахх(ехх) при растяжении пленки вдоль направления [111] (а) качественно похожи на кривые, полученные при растяжении бездефектной НП вдоль направления [557] (б), несмотря на различие в механизмах деформации. В первом случае наблюдается образование двойников в плоскости двойникования (112) в направлении сдвига [111], а во втором случае происходит зарождение краевых дислокаций в системе скольжения [001](110), при этом в обоих случаях после возникновения первых дефектов происходит быстрое разрушение пленок. Отметим, что при одной и той же кристаллографической ориентировки бездефектной НП механизмы деформации пленок из сплавов NiAl и FeAl совпадали.

Рис. 21. Диаграмма растяжения бездефектной НП из сплава FeAl вдоль направлений [111] (а) и [557] (б) при температурах 0 К, 300 К и 1000 К

Проведенные исследования показали, что значения напряжения течения ст3 и предела прочности ав выше у сплава FeAl, чем у NiAl при одной и той же кристаллографической ориентировки, следовательно, зарождение дефектов в НП из сплава NiAl происходит быстрее и при меньших напряжениях. Предположительно, это связано с тем, что энергия антифазной границы в сплаве FeAl выше, чем в сплаве NiAl. Поэтому на кривых ахх(ехх) при растяжении НП из сплава NiAl вдоль направлений [111] (рис.17) и [557] (рис.19) наблюдается повторный рост напряжения при появлении первых дефектов кристаллической решетки, что

приводит к более позднему разрушению пленки (ej,111' = 0,18 и £д = 0,24). В то время как при растяжении бездефектной НП из сплава FeAl подобной закономерности не наблюдается.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. Методом молекулярной динамики показано, что нанопленка из интерметаллидных сплавов NiAl и FeAl разрушаются при напряжениях, приближающихся к теоретической прочности данных материалов, но при этом могут наблюдаться механизмы деформации отличные от тех, что работают в объемных материалах, чувствительные к кристаллографической ориентации пленки и к температуре деформации.

2. Для нанопленок из сплавов NiAl и FeAl с кристаллографической ориентацией [100](001) наблюдается неоднородная упругая деформация, связанная с областью выпуклости на кривой зависимости энергии примитивной ячейки от однородной деформации. В пределах выпуклого участка происходит расщепление структуры нанопленки на домены с разной степенью локальной деформацией. При достаточно высоких температурах (свыше 300 К для NiAl и свыше 1000 К для FeAl) расщепление на домены не происходит, и упругая деформация развивается однородно. При низких температурах в области неоднородной упругой деформации жесткость нанопленки отрицательна.

3. Для нанопленок из сплавов NiAl и FeAl с кристаллографической ориентацией [111](110) и [557](110) в первом случае наблюдается пластическая деформация по механизму двойникования, а во втором — за счет зарождения и скольжения краевых дислокаций. Повышение температуры не изменяет механизмов деформации, но приводит к снижению верхнего предела текучести за счет более раннего зарождения дефектов.

4. Введение призматических дислокационных петель в структуру нанопленки NiAl с кристаллографической ориентацией [100](001) позволяет создать сжимающие внутренние напряжения в приповерхностных слоях и тем самым упрочнить нанопленку, в том числе при воздействии растягивающих напряжений.

Список статей, опубликованных по теме диссертации, рекомендованных ВАК:

1. Букреева К.А., Искандаров A.M., Дмитриев C.B., Мулюков P.P. Влияние кристаллографической ориентировки тонкой пленки монокристалла p-NiAl на пластическую деформацию при одноосном растяжении // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - 2010. -т. 7,-№2.-С. 7-10.

2. Букреева К.А., Искандаров A.M., Левит В.И., Дмитриев С.В., Мулюков P.P. Механизмы высокоскоростной деформации тонкой пленки монокристалла p-NiAl при одноосном растяжении // Перспективные материалы. - 2011. — Спец. вып. №12. - С. 66-70.

3. Букреева К.А., Искандаров A.M., Дмитриев С.В., Мулюков P.P. Влиянйе температуры на механизмы пластической деформации нанопленки монокристаллического P-NiAI // Деформация и разрушение материалов. -2011. - №10. - С.17-23.

4. Букреева К.А., Бабичева Р.И., Дмитриев С.В., Zhou К., Мулюков P.P.. Отрицательная жесткость нанопленки интерметаллида FeAl // ФТТ. - 2013. - Т.55. - Выпуск 9. - С.1847-1851.

5. Babicheva R.I., Bukreeva К.А., Dmitriev S.V., Mulyukov R.R., Zhou К. Strengthening of NiAl nanofilms by introducing internal stresses // Intermetallics. - 2013. - V. 43. - P. 171-176

6. Babicheva R.I., Bukreeva K.A., Dmitriev S.V., Zhou K. Discontinuous elastic strain observed during stretching of NiAl single crystal nanofilm // Computation materials science. - 2013. - V. 79. - P. 52-55.

7. Букреева K.A., Бабичева Р.И., Дмитриев C.B., Zhou К., Мулюков P.P. Неоднородная упругая деформация нанопленок и нановолокон сплавов NiAl и FeAl // Письма в ЖЭТФ. - 2013. - Т. 98. -Вып. 2. - С. 100-104.

8. Букреева К.А., Бабичева Р.И., Султангужина А.Б., Дмитриев С.В., Zhou К., Мулюков P.P. Влияние температуры на неоднородную упругую деформацию и отрицательную жесткость нанопленок из сплавов NiAl и FeAl // Физика твердого тела. -2014. - Т. 56. - Вып. 6 - С. 1112-1117.

9. Букреева К.А., Бабичева Р.И., Султангужина А.Б., Дмитриев С.В., Zhou К., Мулюков P.P., Потекаев А.И. Неоднородная упругая деформация нанопленок из сплавов NiAl и FeAl // Известия высших учебных заведений. Физика. - 2014. - №1. - С. 63-72.

Перечень других публикаций по теме диссертации:

10. Букреева К.А., Искандаров A.M., Дмитриев С.В., Мулюков P.P. Пластическая деформация нанопленки монокристалла P-NiAl с выямками на поверхности // 11-я Всероссийская молодежная школа-конференция «Современные проблемы металловедения»: Сборник трудов, Пицунда, Абхазия, 16-20 мая 2011г. -М.: Изд. Дом МИСиС, 2011. С. 63-71.

11. Букреева К.А., Искандаров A.M., Дмитриев С.В., Мулюков P.P. Моделирование пластической деформации нанопленки монокристалла Р-NiAl // XX Петербургские чтения по проблемам прочности. Санкт-Петербург, 10-12 апреля 2012 г.: сборник материалов. - 4.2. - СПб., - 324 с. С. 226-268.

~ 2612. Babicheva R.I., Bukreeva К.А., Dmitriev S.V., Zhou К., MulyukovR.R. Negative elastic modulus demonstrated by the NiAl nanofilm // Computational Methods in Science and Technology. - 2013. - V19(3). - P.127-135.

СПИСОК ЦИТИРУЕМОЙ ЛИТЕРАТУРЫ

1. Ogata S„ Li J., Yip S. Ideal Pure Shear Strength of Aluminum and Copper // Science. - 2002. - Vol. - 298. - P. 807-811.

2. BeiH., Shem S„ George E.P., Miller M.K., Herbert E.G., Pharr G.M. Compressive strengths of molebdenum alloy micro-pillars prepared using a new technique // Scripta Materialie. - 2007. - 57. - P. 397-400.

3. Zhu Y„ Qin Q„ Xu F., Fan F., Ding Y., Zhang Т., Wiley B.J., Wang Z.L. Size effects on elasticity, yielding, and fracture of silver nanowires: In situ experiments // Phys. Rev. B. - 2012. - 85. - 045443.

4. Brenner S.S. Plastic Deformation of Copper and Silver Whiskers // J. Appl. Phy. - 1957. - V.28. - P. 1023-1026.

5. Li S„ Ding X., Deng J., Lookman Т., Li J„ Ren X., Sun J., Saxena A. Superelasticity in bcc mamowires by a reversible twinning mechanism // Phys. Rev. B. - 2010. - V. 82. - 205435.

6. Cheng Q„ Wu H.A., Wang Y., Wang X.X. Pseudoelasticity of Cu-Zr nanowires via stress-induced martensitic phase // Appl. Phys. Let. - 2009. - V. 95. -021911.

7. Sutrakar V.K., Mahapatra D.R. Stress-induced phase transformation and pseudo-elastic/pseudo-plastic recovery in intermetallic Ni-Al nanowires // Nanotechnology. - 2009. - V. 20. - 295705.

8. Greer J.R., Oliver W.C., Nix W.D. Size dependence of mechanical properties of gold at the micron scale in the absence of strain gradients // Acta Mater. - 2005.

-V. 53.-P. 1821-1830.

9. Li S„ Ding X., Deng J., Lookman Т., Li J., Ren X., Sun J., Saxena A. Superelasticity in bcc nanowires by a reversible twinning mechanism // Phys. Rev. B. - 2010. - V. 82. - 205435.

10. Sutrakar V.K., Mahapatra D.R. Superplasticity in intermetallic NiAl nanowires via atomistic simulations //Mater. Lett. - 2010. - V. 64. - P. 879-881.

11. ZhouK., Nazarov A.A., Wu M.S. Continuum and atomistic studies of a disclinated crack in a bicrystalline nanowire // Phys.Rev. B. - 2006. - V. 73. -045410.

12. Savin A.V., Kikot I.P., Mazo M.A., Onufriev A.V. Two-phase stretching of molecular chains // PNAS. - 2013. - V. 110(8). - P. 2816-2821.

13. http://lammps.sandia.gov/

14. Puija Pun G.P., Mishin Y. Development of an interatomic potential for the Ni-Al system // Phil. Mag. - 2009. - V. 89. - Nos. 34-36. - P. 3245-3267.

15. Mendelev M.I., Srolovitz D.J., Acklatid G.J., Han S. Effect of Fe segregation on the migration of a non-symmetric 25 tilt grain boundary in A1 // J. Mater. Res. -2005.-V. 20.-P. 208-218.

16. S. Nose, A unified formulation of the constant temperature molecular dynamics methods. J. Chem. Phys.- 1984. - V.81 - P. 511-519.

ОТПЕЧАТАНО В ООО СР "Эстера" заказ № 399 от 25.04.2014г., тираж -115

Текст научной работы диссертации и автореферата по физике, кандидата физико-математических наук, Букреева, Карина Александровна, Уфа

Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт проблем сверхпластичности металлов Российской академии наук

На правах рукописи

04201459348

Букреева Карина Александровна

с ¿-7

Механизмы упругой и пластической деформации нанопленок из интерметаллидных сплавов №А1 и РеА1

Специальность 01.04.07 - физика конденсированного состояния

ДИССЕРТАЦИЯ на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Научный руководитель доктор физико-математических наук Мулюков Радик Рафикович

Уфа-2014

Содержание

Список сокращений..............................................................................................4

Введение..................................................................................................................5

Глава 1. Обзор литературы...........................................................................12

1.1. Дисперсные металлические наноматериалы: получение, свойства и применение.........................................................................12

1.1.1. Методы получения дисперсных наноматериалов.....................14

1.1.2. Свойства и применение дисперсных наноматериалов.............18

1.2. Механизмы деформации и разрушения наноразмерных материалов..............................................................................................21

1.3. Обзор методов компьютерного моделирования................................26

1.4. Компьютерное исследование механизмов деформации наноматериалов.....................................................................................28

1.4.1. Деформация нанообъектов из чистых металлов......................29

1.4.2. Деформация нанообъектов из упорядоченных сплавов с В2 симметрией кристаллической решетки.....................................34

1.4.3. Упрочнение нановолокон и нанопленок введением дисклинаций....................................................................................37

1.5. Постановка задачи.................................................................................38

Глава 2. Методика компьютерного моделирования одноосного растяжения нанопленок из сплавов №А1 и ГеА1..................................................................41

2.1. Исходная структура бездефектной нанопленки.................................41

2.2. Структура нанопленки с дефектами....................................................44

2.3. Параметры моделирования одноосного растяжения и потенциалы межатомного взаимодействия........................................47

2.3.1. Потенциалы межатомного взаимодействия............................48

2.3.2. Параметры моделирования одноосного растяжения..............50

2.4. Выводы по второй главе.......................................................................51

Глава 3. Неоднородная упругая деформация бездефектных нанопленок из сплавов N141 и ГеА1.............................................................................................52

3.1. Упругая деформация нанопленки при нулевой температуре...........52

3.2. Механизм неоднородной упругой деформации.................................59

3.3. Влияние температуры на неоднородную упругую деформацию нанопленок.............................................................................................66

3.4. Выводы по третьей главе......................................................................71

Глава 4. Одноосное растяжение нанопленок с дефектами.....................72

4.1. Упругая деформация нанопленок с призматическими дислокационными петлями..................................................................72

4.2. Возможность упрочнения нанопленки путем введения дефектов...77

4.3. Выводы по четвертой главе..................................................................86

Глава 5. Пластическая деформация бездефектных нанопленок из сплавов №А1 и ГеА1.............................................................................................................87

5.1. Механизмы пластической деформации нанопленки из сплава №А1.........................................................................................................87

5.2. Механизмы пластической деформации нанопленки из сплава РеА1.........................................................................................................91

5.3. Общие закономерности механизмов деформации нанопленок........94

5.4. Выводы по пятой главе.........................................................................96

Выводы................................................................................................................97

Список литературы.............................................................................................99

Список сокращений

ГПУ - гексагональная плотноупакованная решетка; ГЦК - гранецентрированная кубическая решетка; ДНК - дезоксирибонуклеиновая кислота; НВ — нановолокно; НП — нанопленка;

ОЦК - объемноцентрированная кубическая решетка; ОЦТ — объемноцентрированная тетрагональная решетка.

Введение

Актуальность работы. Наноразмерные материалы широко исследуются современным научным сообществом благодаря уникальности их физических и механических свойств. Например, прочность таких материалов близка к теоретической прочности, в то время как прочность обычных металлов и сплавов на два-три порядка меньше теоретической [1-10]. В связи с малым размером наноматериалов и в связи с тем, что они выдерживают значительно большие напряжения, механизмы их деформации и разрушения могут отличаться от механизмов, присущих обычным объемным материалам. Это связано с тем, что работа источников дислокаций, например таких, как источник Франка-Рида, в малых объемах затруднена. Действительно, было установлено, что нановолокна (НВ) металлов при некоторых условиях растяжения демонстрируют необыкновенно большие обратимые деформации [9]. Высокая пластичность (свыше 700%) была обнаружена при растяжении весьма тонких НВ из сплава №А1 при температуре 700 К [10]. Этот эффект авторы связывают с трансформацией В2 структуры в аморфную фазу. С помощью атомистического моделирования эффекты асимметрии деформации при растяжении/сжатии, псевдоупругое/псевдопластическое поведение наблюдались при растяжении НВ из сплавов №А1 и Си2г [6,7].

как МА1 и РеА1 со сверхструктурой типа В2 на основе ОЦК решетки. Особенности симметрии сверхструктуры В2 и сильно отличающийся радиус атомов в системах №-А1 и Ре-А1 приводят к работе ограниченного числа систем скольжения в процессе деформации. Многие системы скольжения, работающие в чистых ОЦК металлах, оказываются неактивными из-за того, что скольжение дислокаций в них сопряжено с образованием антифазных границ, что, как известно, является энергетически невыгодным. С другой стороны, уменьшение числа систем скольжения в данных материалах приводит к снижению их пластичности и к росту прочности. Для данных интерметаллидных материалов из-за малого числа систем скольжения, можно ожидать зависимость механизмов деформации от кристаллографической ориентации НП по отношению к оси растяжения. Как отмечено выше, высокая прочность наноразмерных материалов объясняется их бездефектной структурой. Однако в работе [11] показана, на первый взгляд, парадоксальная возможность упрочнения НВ с помощью введения в их структуру такого дефекта как дисклинация. Данный эффект можно объяснить созданием полей внутренних напряжений, которые упрочняют НВ по отношению к определенным видам нагружения. Интересно продолжить исследования в данном направлении и выявить возможность упрочения НП путем создания в них системы внутренних напряжений.

Целью диссертационной работы является определение методом молекулярно-динамического моделирования механизмов одноосного растяжения НП из упорядоченных сплавов МА1 и РеА1 с разной кристаллографической ориентацией и исследование влияния температуры и введенных дефектов на механизмы деформации.

Научная новизна

1. Методом молекулярно-динамического моделирования установлено, что одноосное растяжение бездефектных НП из сплавов №А1 и РеА1 с кристаллографической ориентацией [100](001) при температуре О К идет упруго вплоть до степени деформации выше 35%. Повышение температуры приводит к снижению степени упругой деформации.

2. Впервые установлено, что неоднородность упругой деформации бездефектных НП из сплавов №А1 и РеА1 с кристаллографической ориентацией [100](001) связана с обратимым расщеплением структуры пленки на домены с разной локальной упругой деформацией из-за существования области выпуклости на кривой зависимости энергии примитивной ячейки от однородной деформации.

3. Обнаружено, что механизм деформации НП из упорядоченных сплавов №А1 и РеА1 с кристаллографическими ориентациями [111] (110) и [557] (110) при одноосном растяжении связан в первом случае с деформационным двойникованием, а во втором - с дислокационным скольжением.

4. Показано, что введение призматических дислокационных петель приводит к упрочнению НП из сплава МА1 с ориентацией [100](001) за счет внутренних полей упругих напряжений.

Настоящая диссертационная работа состоит из введения, пяти глав и заключения.

Первая глава посвящена литературному обзору экспериментальных и теоретических данных по известным на сегодняшний день свойствам и механизмам деформации наноразмерных материалов, их получению и применению в промышленности. Приведены результаты экспериментальных исследований по растяжению и сжатию наностолбиков, проволок, усов, пленок и покрытий. Рассмотрены методики компьютерного моделирования позволяющие исследовать свойства и механизмы деформации наноразмерных материалов. Приведены данные атомистического моделирования по одноосному

растяжению/сжатию НВ и НП из чистых металлов и упорядоченных сплавов. Рассмотрена возможность упрочнения НВ и НП введением в их структуру дисклинации. В конце первой главы на основании проведенного литературного обзора сформулированы основные задачи диссертационной работы.

Во второй главе содержится методика создания исходной атомной структуры НП из упорядоченных сплавов NiAl и FeAl с разной кристаллографической ориентировкой, так же рассмотрен способ введения призматических дислокационных петель в структуру бездефектных НП. Представлен метод молекулярно-динамического моделирования одноосного растяжения с использованием программного пакета LAMMPS. Описаны многочастичные потенциалы межатомного взаимодействия, рассчитанные методом погруженного атома.

В третьей главе приводятся результаты молекулярно-динамического моделирования одноосного растяжения НП из сплавов NiAl и FeAl с кристаллографической ориентацией [100](001) при нулевой температуре. Описан механизм неоднородной упругой деформации, наблюдаемый при одноосном растяжении вдоль кристаллографического направления [100]. Приведены результаты температурной стабильности обнаруженного механизма деформации каждого из исследуемых сплавов.

Четвертая глава посвящена возможности упрочнения НП из сплава NiAl с кристаллографической ориентацией [100](001) с помощью введения в ее структуру дефектов, таких как призматические дислокационные петли. Исследован механизм деформации НП с данным типом дефектов, и проведен сравнительный анализ одноосного растяжения НП с дефектами и без них.

В пятой главе представляются результаты молекулярно-динамического моделирования одноосного растяжения НП из сплавов NiAl и FeAl с кристаллографической ориентацией [111](110) и [557](110) при температурах 0 К, 300 К и 1000 К. Анализируется структурные изменения НП в процессе ее

одноосного растяжения, и сравниваются данные предела прочности и текучести в зависимости от оси растяжения и температуры.

Практическая и научная значимость. Обнаруженные механизмы деформации интерметаллидных НП, нехарактерные для объемных материалов, имеют фундаментальное значение. Полученные в данной работе результаты по повышению прочности НП по отношению к растягивающим усилиям за счет введения, призматических дислокационных петель, создающих в НП выгодное распределение внутренних напряжений, могут быть использованы при создании тонких пленок на конструкционных деталях, где необходима высокая прочность поверхности.

На защиту выносятся следующие основные результаты и положения:

1. Методика создания бездефектных НП, и пленок, содержащих призматические дислокационные петли.

2. Результаты мол екулярно-динамического моделирования одноосного растяжения бездефектных НП из сплавов №А1 и РеА1 с разной кристаллографической ориентацией при разных температурах.

3. Результаты молекулярно-динамического моделирования одноосного растяжения НП из сплава №А1 с кристаллографической ориентацией [100](001), содержащей призматические дислокационные петли.

4. Результаты молекулярно-динамического моделирования одноосного растяжения НП из сплавов №А1 и РеА1 с кристаллографическими ориентациями [111](110) и [557](110) при разных температурах.

2010); Международная школа-конференция для студентов, аспирантов и молодых ученых «Фундаментальная математика и ее приложения в естествознании» (Уфа,

2011); II Молодежная школа-конференция «Современные проблемы материаловедения» (Пицунда, 2011); Юбилейные XX Петербургские чтения по проблемам прочности, посвященные памяти профессора В.А. Лихачева (С.Петербург, 2012); LII Международная конференция «Актуальные проблемы прочности» (Уфа, 2012); Открытая школа-конференция стран СНГ «Ультрамелкозернистые и наноструктурные материалы (УМЗНМ) - 2012» (Уфа,

2012); Международная школа-конференция для студентов, аспирантов и молодых ученых «Фундаментальная математика и ее приложения в естествознании» (Уфа,

2013); International Symposium on Atomistic Modeling for Mechanics and Multiphysics of Materials (Токио, 2013).

Благодарности. Автор выражает глубокую благодарность своему научному руководителю д. ф.-м. н. Мулюкову Радику Рафиковичу, искреннюю

признательность своим соавторам д. ф.-м. н. Дмитриеву Сергею Владимировичу, к. ф.-м. н. Искандарову Альберту Маратовичу и Бабичевой Рите Исмагиловне за неоценимую помощь в обсуждении результатов. Автор благодарен своей семье, друзьям и коллегам за терпение, понимание и поддержку.

Глава 1. Обзор литературы

1.1. Дисперсные металлические наноматериалы: получение, свойства

и применение

Согласно общепринятой терминологии, опубликованной в международном журнале «Наноструктурные материалы», наноматериалами называются материалы со средним размером частиц или структурных элементов, лежащим в диапазоне от 1 нм до 100 нм. Такие материалы широко исследуются научным сообществом, поскольку они обладают уникальными структурой и свойствами, и могут находить применение в электронике, технологиях обработки и хранения данных, катализе и т. д. Дисперсные наноматериалы состоят из ансамбля частиц малого размера, а объемные наноматериалы должны иметь размер не менее 0,3 мм и наноразмерые структурные элементы. Дисперсные наноматериалы, благодаря малости составляющих их частиц, обладают большой площадью поверхности, что влияет на их свойства и повышает их химическую активность. Из-за малого размера такие материалы обладают уникальными физико-механическими свойствами, поскольку их размер соизмерим с такими физическими величинам