Равновесные состояния кристаллической решетки, содержащей плоские и точечные дефекты в упорядоченных сплавах со сверхструктурами В2 и DO3

Никифоров, Алексей Гранитович

Равновесные состояния кристаллической решетки, содержащей плоские и точечные дефекты в упорядоченных сплавах со сверхструктурами В2 и DO3 тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

Никифоров, Алексей Гранитович АВТОР

кандидата физико-математических наук УЧЕНАЯ СТЕПЕНЬ

Барнаул МЕСТО ЗАЩИТЫ

1998 ГОД ЗАЩИТЫ

01.04.07 КОД ВАК РФ

Автореферат по физике на тему «Равновесные состояния кристаллической решетки, содержащей плоские и точечные дефекты в упорядоченных сплавах со сверхструктурами В2 и DO3»

Автореферат диссертации на тему "Равновесные состояния кристаллической решетки, содержащей плоские и точечные дефекты в упорядоченных сплавах со сверхструктурами В2 и DO3"

«ч •>- ГУ

VО

КЗ. ГГраВЯХ РУКОПИСИ

УДК 548.5.01:538.91.405

НИКИФОРОВ АЛЕКСЕЙ ГРАНИТОВИЧ

Равновесные состояния кристаллической решетки, содержащей плоские и точечные дефекты в упорядоченных сплавах со сверхструктурами В2 и Б03.

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических паук

Специальность 01.04.07 - физика твердого тела

Барнаул -1998

Работа выполнена в Алтайском государственном техническом университете им.

И.И. Ползунова.

Научные руководители:

доктор физико-математических наук, профессор Старостенков М.Д. кандидат физико-математических наук, Баранов М.А.

Официальные оппонент д.ф.-м.н., проф. Поляков В.В.

д.ф.-м.н., проф. Старенченко В. А.

Ведущая организация:

Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, г. Томск.

Защита состоится "___, в_ч._мин. на

заседании специализированного Совета Д 064.29.02 при Алтайском государственном техническом университете по адресу: 656099, г.Барнаул, пр. Ленина, 46.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Алтайского государственного технического университета.

Автореферат разослан "_"_1998г.

Отзывы на автореферат, заверенные гербовой печатью организаций, просим присылать в 2-х экземплярах на адрес АлтГТУ.

Ученый секретарь Совета:

кандидат физико-математических наук, профессор Жданов А.Н.

Общая характеристика работы

Актуальность темы.

Без преувеличения можно сказать, что создание материалов с заданным набором физико-механических свойств в настоящее время является решающим фактором в развитии всех современных областей техники. Огромный прогресс достигнут в получении полимерных и композиционных материалов. Однако металлы и сплавы по-прежнему остаются основой конструкционных, инструментальных, прецизионных материалов. Среди упорядоченных сплавов существуют такие, которые обладают уникальными физико-механическими свойствами, как, например, эффект памяти формы.

В настоящее время при создании сплавов с требуемыми свойствами методы проб и ошибок постепенно вытесняются научно обоснованными методами. Дефекты кристаллической решетки являются важным фактором в формировании физико-механических свойств сплавов; в результате внешних воздействий на кристалл происходит эволюция его дефектной структуры, которая подчиняется вполне определенным законам, при этом дефекты решетки взаимодействуют между собой, образуя стабильные комплексы, зарождаясь и аннигилируя, притягиваясь и отталкиваясь. Изучение подобных взаимодействий представляет одну из важнейших задач физики твердого тела.

Взаимодействие дефектов как правило проявляется на атомном уровне. Однако осуществить столь детальное прямое экспериментальное исследование дефектов достаточно сложно. Альтернативный путь - их компьютерное моделирование. Особый интерес представляет взаимодействие протяженных дефектов, какими являются двумерные дефекты - границы зерен, дефекты упаковки (ДУ), антифазные границы (АФГ) и их комплексы с точечными дефектами, имеющими высокую подвижность - вакансиями, дефектами ¡амещения и внедрения. Применение метода компьютерного моделирования юзволило выполнить исследования плоских дефектов в упорядоченных сплавах ;о сверхструктурами 1Лг, В2,13(Ь, Ь2ь Компьютерное моделирование точечных дефектов выполнено в основном для металлов. Настоящая работа посвящена пучению взаимодействия плоских и точечных дефектах в упорядоченных :плавах на основе ОЦК решетки.

Целью работы является позиционное и энергетическое представление :омплекса плоских ( ДУ, АФГ) и точечных (вакансии, дефекты замещения, «еждоузельные атомы) дефектов. Для этого необходимо выработать модель ристалла, в рамках которой можно было бы адекватно описать поведение как (лоских так и точечных дефектов, зависимости энергии взаимодействия лоских и точечных дефектов от их взаимного расположения, визуализировать онфигурации наиболее стабильных дефектных комплексов.

Для того, чтобы выявить особенности дефектов, обусловленные ристаллогеометрией сплава и изменением его стехиометрического состава, в

качестве объекта исследования были выбраны сплавы РеА1 и РезА1. кристаллизующиеся в сверхструкгуры В2 и 003 на базе ОЦК решегки узлов.

Научная повита. Впервые в рамках моделей жестких связей разработал подход позволяющий описать взаимодействие вакансий и дефектов замещения с антифазными границами. Численная апробация методики проведена на сплаве Ре3А1 дая ориентации АФГ в плоскостях (110) и (211). Разработана процедуре самосогласованного построения полуэмпирических межатомных потенциалов позволяющих удовлетворительно описать как плоские так и точечные дефекты Разработана модель двухступенчатой релаксации дефектного комплекса, нг основе которой рассчитаны зависимости энергий образования точечны> дефектов от его местоположения по отношению к плоскому. Развита методик визуализации атомных конфигураций и картины микродеформаций дефектны? комплексов. С помощью данной методики выявлен кристаллогеометрическш эффект, состоящий в тенденции кристаллов с ОЦК решеткой к восстановлен!«: своей идеальной структуры.

Предложено энергетическое описание плоских дефектов на основе которого можно предсказать места с наиболее ослабленными связями, и следовательно, наиболее вероятные для сегрегации точечных дефектов.

Получены зависимости энергий образования вакансий, дефекто! замещения, межузельных атомов от их местоположения ио отношению I точечному дефекту. Установлена корреляция данной зависимости ( распределением энергии образования плоского дефекта по объему кристалла Выявлена роль двойников в плоскости (211) и АФГ как мест предпочтительного образования вакансий и точечных дефектов замещения.

Образование пары дефектов замещения при обмене положениям! соседних атомов различного сорта, которое можно рассматривать ка* элементарный акт разупорядочения, оказывается выгодным в непосредственной близости от плоских дефектов со средней и высокой энергией образования Показано, что дефекты в плоскости октаэдра могут рассматриваться каь специальные границы зерен, вблизи которых существуют положения выгодные для размещения межузельных атомов.

Практическая значимость работы. Развитый в работе метол самосогласованного построения потенциалов межатомного взаимодействия V модель расчета атомных конфигураций дефектных комплексов могут был успешно применены к изучению свойств дефектов в других упорядоченные сплавах.

Методика наблюдения дефектов произвольного типа, разработанная е диссертации, является универсальной и может иметь перспективное развитие при моделировании и наблюдении динамических процессов. Полученные зависимости и конфигурации дефектов кристаллической решетки окажутся полезными при анализе экспериментальных данных и объяснении свойств упорядоченных сплавов.

Защищаемые положения диссертации.

1. Описание взаимодействия точечных дефектов с АФГ в упорядоченных сплавах в рамках модели жестких связей путем введения в рассмотрение чисел заполнения координационных сфер атомами различных сортов.

2. Применение метода последовательных приближений для построения системы межатомных потенциалов, обеспечивающих адекватное описание как плоских, так и точечных дефектов в упорядоченных сплавах.

3. Модель поиска равновесных конфигураций комплексов плоских н точечных дефектов и их энергетическое описание.

4. Результаты расчета зависимостей энергии образования точечных дефектов (вакансий, дефектов замещения, междоузельных атомов) в упорядоченных сплавах FeAl и Fe3Al от местоположения точечного дефекта по отношению к плоскому.

5. Анализ атомных конфигураций наиболее стабильных дефектных комплексов плоский дефект + точечный дефект и механизм релаксации плоских дефектов, обусловленный сегрегацией вблизи них точечных дефектов.

Апробация работы. Результаты работы были доложены на IV Межгосударственном семинаре "Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий" (Обнинск 1997), VII Международном семинаре "Структура дислокаций и механические свойства металлов и сплавов" (Екатеринбург 1996), III Международной школе-семинаре "Эволюция дефектных структур в конденсированных средах" (Барнаул 1996), международной научно-технической конференции "Композиты - в народное хозяйство России" (Барнаул, 1997), 4th IUMRS Intemantional Conference in Asia О VTA, (Makuhari, Chiba, Japan 1997). XIV Уральской школе металловедов-термистов "Фундаментальные проблемы физического металловедения перспективных материалов" (Ижевск 1998).

Публикации По материалам диссертации опубликовано 10 печатных работ.

Струюпура диссертации. Диссертация изложена на 100 страницах машинописного текста и состоит из введения, пяти глав и заключения. Работа включает в себя 50 рисунков, 16 таблиц, список цитируемой литературы из 162 наименований (всего 165 страниц).

Осповное содержание работы.

Во введении обосновано значение метода компьютерного моделирования при изучении взаимодействия плоских и точечных дефектов в упорядоченных сплавах. Показана связь между характером взаимодействия и физико-

механическими свойствами исследуемых сплавов. Изложено основное содержание работы, сформулированы защищаемые положения диссертации.

Первая глава содержит обзор экспериментальных данных и результатов теоретических расчетов энергетических характеристик плоских и точечных дефектов в металлах и сплавах. Рассмотрены основные экспериментальные методы определения энергий образования плоских и точечных дефектов. Проведен анализ теоретических моделей, описывающих свойства плоских и точечных дефектов в металлах и сплавах. Определены основные задачи, поставленные в работе.

Во второй главе изложена методика построения аналитических выражений для энергий образования вакансий и дефектов замещения, расположенных вблизи АФГ, а также энергий их взаимодействия с АФГ. Используется модель парных межатомных взаимодействий и приближение жестких связей. Разработанный метод может быть применен для произвольной сверхструктуры. В основу определения энергий образования точечных дефектов положен принцип неизменности стехиометрического состава образца.

Необходимость применения модели жестких сфер продиктовала тем, что с ее помощью строятся стартовые конфигурации дефектных комплексов, полученные результаты могут быть использованы для сравнения с имеющимися данными.

Произвольная сверхструюура может быть представлена к подрешетками, пронумерованными от 0 до к-1. Каждая подрешетка заполнена атомами только одного сорта. Координаты узлов 1+1 подрешетки могут быть получены путем

добавления к ним вектора 5, который, как правило, является минимальным вектором антифазности.

Номеру подрешетки 1 поставлен в соответствие сорт атомов, занимающих эту подрешетку, номеру узла ] - сорт атомов, занимающих этот узел. Учитывая принятые выше условия, внутреннюю энергию кристалла в расчете на элементарную ячейку можно представить в виде:

z ¡ = о j '

индекс j нумерует все узлы кристалла из окружения ьго. 0 - радиус-вектор, связывающий 1 и 3 узлы.

Образование вакансии можно представить следующим образом: происходит разрыв всех связей удаляемого атома с матрицей кристалла, для сохранения массы и состава образца удаляемый атом переносится на поверхность образца в "уступ с изломом", при этом восстанавливается ровне

половина стандартных связей (для внутреннего положения атома в идеальном кристалле). Если вакансия образуется вблизи АФГ на узле решетки, занятом атомом сорта А, энергия ее взаимодействия с АФГ оказывается равной:

ей=-1фаЛ)+1ФВЛ) (2)

j }

фигурные скобки обозначают то, что атомное окружение атома А такое же, как и в идеальном кристалле. Таким образом вклад в энергию взаимодействия обусловлен только связями, пересекающими АФГ.

Энергия образования АФГ обусловлена теми же связями, но для всех атомов, расположенных внутри полупризмы, опирающейся на площадь элементарной ячейки в плоскости границы.

Предположим, что на месте вакансии в идеальном кристалле располагался атом А. Выделим вектор, связывающий этот атом, с атомом В в идеальном кристалле. После введения АФГ этот вектор связывает атомы А и С. При этом вклад в энергию взаимодействия вакансии с АФГ равен ФаггФлс, а вклад в энергию образования АФГ равен: фдс-флв- Таким образом оказывается справедливым соотношение:

Уафг = -Ее"} (3)

]

где суммирование проводится по всем атомам полупризмы. Па основании последнего соотношения можно утверждать, что чем выше энергия образования АФГ, тем более предпочтительно образование вакансии вблизи нее. Обобщая соотношение (4) на случай других дефектов, можно сделать предположение о том, что места кристалла с повышенной плотностью внутренней энергии являются местами возможной сегрегации точечных дефектов другого типа: дефектов замещения, межузельных атомов, а так же их комплексов.

Выражения (2), (3) применимы в том случае, если вакансия образуется в матрице идеального кристалла. Если кристалл содержит АФГ, то их следует модифицировать. Путем введения в рассмотрение чисел заполнения узлов решетки, расположетшх на различном расстоянии от плоскости АФГ атомами различных сортов, выражение (2) модифицируется применительно к конкретной сверхструкгуре:

Е1а = Е ЕЕ^НМО-ФА^Г,))

т = ш,+1 1 ¡=0

Аналогичным образом можно получить выражения для энергии образования дефекта замещения.

Расчет энергий образования точечных дефектов и энергий взаимодействия точечных и плоских дефектов по предложенной выше методике проводился для сплавов РеА1 (со сверхструктурой В2) и Ре}А1 (со сверхструктурой Мз). Результаты расчетов показали, что наименьшая энергия взаимодействия вакансии с АФГ достигается в положении атома А1, что объясняется большим размером атома А1 по сравнению с атомом Бе. Энергии

образования АФГ ± 1/2 <111)(211) и (1 11>(211) оказываются равными 258 и 251 мДж/м2 или 0.658 и 0.643 эВ* на ячейку в плоскости (211) соответственно. Среднее значение энергии дефекта замещения в матрице бездефектного кристалла составляет 1.275 эВ, что соответствует стабильности упорядоченной фазы. В непосредственной близости от АФГ образование некоторых пар дефектов оказывается выгодным, это свидетельствует о возможной активизации процессов разупорядочения вблизи АФГ.

Таким образом, во второй главе, в рамках модели жестких сфер, предложена методика циклических перестановок чисел заполнения, которая оказывается вполне приемлемой для проведения анализа энергетического состояния решетки содержащей комплексы АФГ + точечный дефект. Показано, что имеет место тенденция к образованию сегрегации точечных дефектов в места повышенной плотности энерг ии образования плоских дефектов.

В третьей главе проводится описание методических приемов, используемых для выполнения задач, поставленных в диссертации.

Внутренняя энергия кристалла представляется в виде суммы потенциалов парных межатомных взаимодействий. В качестве аппроксимирующей функции выбрана потенциальная функция Морза:

ф(г) = ОР ехр(-аг)(р ехр(-аг) - 2) (5)

параметры потенциалов связывающие атомы одинакового сорта определялись на основе данных о чистых металлах. Традиционно для подгонки параметров используются параметр решетки, модуль всестороннего сжатия и энергия связи. Однако использование последней величины оказывается не вполне обоснованным. Действительно, межатомный потенциал должен описывать взаимодействие пары атомов, находящихся в пределах одного кристалла. Энергия же связи понимается как энергия отрыва атома от металла и переноса его на бесконечность. При этом происходит изменение конфигурации егс элекгронных оболочек, на что затрачивается дополнительная энергия. В связи с этим, более правильным было бы использовать в качестве подгоночногс параметра энергию образования вакансии. Однако и здесь необходимо учесть, что при переходе к равновесной конфигурации энергия образования вакансия

понижается. Параметры потенциалов типа А - А определялись из условий соответствия энергии образования вакансии в равновесном состоянии экспериментальным значениям

Потенциалы, связывающие аггомы различных сортов находились также самосогласованным образом из условий соответствия по порядку величины энергии образования плоских дефектов в их равновесной конфигурации экспериментальным значениям. Параметры потенциалов, используемых для расчетов приведены в таблице 1.

_____________Таблица 1.

№ потенц. Сплав, сверхструкт. тип взаимодествия a, A*1 P D

Fe-Fe 2.11556 239.290 0.28137

1 FeAI (В2) Fe-Al 1.67963 88.7281 0.17657

Al-Al 2.00420 435.096 0.14474

Fe-Fe 2.11556 239.290 0.28137

2 FejAl (DO3) Fe-Al 1.73520 98.2667 0.37916

Al-Al 2.00420 345.096 0.14474

Для построения равновесных конфигураций комплексов плоских и точечных дефектов в памяти компьютера предложена модель суп. которой заключается в двухступенчатой релаксации дефекта. Плоский дефект представляется бесконечно протяженным в плоскости залегания. Точечный же дефект, вносит искажения в решетку только в ближайшей его окрестности. Вначале кристалл представляется в виде суперпозиции поднлоскостей, каждая из которых есть не что иное как совокупность атомов, расположенных на одной плоскости и принадлежащая одной подрешетке. Релаксация на первом этапе осуществляется путем смещения подплоскостей как целого в направлении действующих на них сил, при наложении на блок жестких граничных условий. Полученная конфигурация являлась стартовой для определения равновесной конфигурации комплекса. Релаксация на втором этапе проводилась поатомно.

Представить атомную конфигурация сложного дефектного комплекса на основании таблиц или графиков достаточно сложно. В данной работе предложен метод визуализации дефектов, состоящий в поатомном проектировании кристаллической решетки на предварительно ориентированную плоскость экрана. Картина микродеформаций, возникающая при переходе дефекта от стартовой конфигурации к равновесной воссоздавалась путем проектирования в увеличенном масштабе на экран векторов атомных смещений.

В третьей главе предлагается энергетическое описание плоских дефектов, заключающееся в построении распределений плотности энергии образования по плоскостям кристалла. Такое построение оказывается полезным как с методической, так и с физической точек зрения. Действительно, в идеальном

кристалле юга вдали от плоского дефекта энергию, приходящуюся на один межплоскостной период можно понимать как "уровень фона". Превышение энергии межатомных связей, приходящееся на конкретный участок кристалла над уровнем фона представляет собой вклад в энергию образования плоского дефекта. То есть последняя может быть найдена в результате суммирования этих превышений. С другой стороны, места кристалла с повышенной плотностью энергии оказываются местами с ослабленными связями и, следовательно, более предпочтительными для образования других дефектов, в частности точечных.

Верификация модели проведена путем сравнения и установления соответствия атомных конфигураций и энергий образования известных изолированных плоских и точечных дефектов с литературными данными.

В четвертой главе рассмотрены изолированные плоские дефекты. Как указывалось выше, поиск равновесной конфигурации дефекта проводился в два этапа. При рассмотрении результирующей картины микродеформаций вклад, обусловленный присутствием точечного дефекта оказывается завуалированным. В связи с этим вначале необходимо рассмотреть атомные конфигурации и картины микродеформаций, обусловленные изолированными плоскими дефектами. В четвертой главе получены равновесные атомные конфигурации плоских дефектов, значения их энергий образования и распределение этих энергий по плоскостям кристалла. Значения энергий образования некоторых изолированных плоских дефектов приведены в таблице 1.

Таблица 1.

сплав тип дефекта энергия образования мДж/м2

стартовая равновесная

FeAl АФГ1/2<П1>(110) 365 48

ДУ1/б<111> (211) 602 57.3

(В2) АФГ1/2<111> (211) 441 78

АФГ±1/2<111> (110) 74 20

Fe3Al АФГ<111>(110) 130 111

(DQ3) АФГ-1/2<111>{211) 140 82

АФГ<111>(211) 203 178

АФГ1/2<111>(211) 140 87

ДУ1/6 <111> (211) 610 32.3

двойник(111) 11560 1073

FeFeFeAIFeFeFe

двойник (211) 580 435

Показано, что з результате перехода решетки кристалла в равновесное состояние, распределение, соответствующее стартовой конфигурации размывается, а амплитуда его уменьшается. В зависимости от тапа дефекта на "равновесном" распределении могут возникать максимумы. Энергия распределения соответствующая стартовой и равповесной конфигурации приведены на рис. 1.

ДумД*/ма

160 . 140 - ■ 12010080 ■■ 60 ■■ 40 ■ ■ 20 • 0 —I—I—I—н

I—I—I—I—(—I 876543211234567п

а)

180тЛумДж/м 160 • ■ 140120 ■■ 100 •• 80' 60-. 40 ■ ■ 20-

о--Р=Ч—

-20 •>-7654321 123456п

б)

Рис. 1. а)-стартовое распределение ЭО по плоскостям ДУ-1/6<111>(211). б)-равновесное распределение ЭО по плоскостям ДУ -1/6<111>(211) в сплаве

Ре3А1.

Как видно из рисунка энергетическое распределение становится близким к равномерному, Это обусловлено равномерным распределением сдвига, создающего стартовую конфигурацию между всеми плоскостями кристаллического блока. В подтверждении этому на рис. 2 приводятся снимки стартовой и равновесной конфигурации этого ДУ.

(в-и) < г 11> „

и о ^ о о о

о о о о о о

о о о| © # о о о о

0 0 ООО

О О © ©

О О ООО

О О о о о о # # о о

о о © || © о о о о о о о о о о

0 <? * 0 9 Т 1 I , 6

<5>! *»* , л

Г. 6

Рис. 2. Атомные конфигурации ДУ 1/6< 111>(211) в сплаве РезА1. а) - стартовая конфигурация, б) - равновесная. Масштаб атомных смещений 5:1. Ориентация осей <011> - вперед, <211> - вправо, <111> - вниз.

Как видно из рисунков явно прослеживается тенденция кристаллической решетки к восстановлению идеальной структуры. В результате подобного восстановления следует ожидать, что энергия взаимодействия точечных дефектов с этим ДУ крайне незначительна. Компьютерный эксперимент подтверждает это предположение. Последнее обстоятельство не относится к ДУ1/3<111>(211), для которого вблизи плоскости ДУ формируется структура, отличающаяся от первоначальной.

Дефектами существенно нарушающими первоначальное положение узлов кристаллической решетки являются двойники. С наибольшей вероятностью образование двойников происходит в плоскости (211). Рассмотрение изолированных ДУ и двойников в плоскости октаэдра не представляет особого интереса в связи с их высокой энергией образования (таблица 1). Однако их взаимодействие с точечными дефектами достаточно эффективно, поэтому такие дефекты не следует исключать из рассмотрения.

В двойниках типа (211) плоскость двойнгосования представлена атомами всех четырех подрешеток, а для двойников ориентации (111) - атомами только одной подрешетки.

Атомные конфигурации двойников в плоскости (211) и (111) приведены на рис. 3.

Характерно, что при формировании равновесных конфигураций дефектов, ориентированных в плоскости (111) образуются пустоты. Следует ожидать, что образование дефекта типа внедрения в таких пустотах будет наиболее предпочтительны м.

(ни < г i i»

€> к)

О жо -© -О

€ ^ « В

я р 0 >0 « В

-о О

^ р

G-^ а © ©^ О ®

q ^ в а 0 © в.

G4 ©

# ®

а »

<5Х О-

а)

(-11 в) < 1 1 i> ~

ли v ' °

® © © ©

О €) О -О О О © 0 © © о—- о е €>

Рис. 3. Равновесные атомные конфигурации двойников в сплаве FejAl.

а) - в плоскости (211). Масштаб атомных смещений 10:1, ориентация осей

<011> - вперед, <211> - вправо, < 111> - вниз.

б) - в плоскости (111). Масштаб атомных смещений 2:1, ориентация осей

< 110> - вперед, <111> - вправо, <11 2 > - вниз.

Рис. 4. Зависимость энергии взаимодействия вакансии с двойником в плоскости

(211) в сплаве БезА!.

Рис. 5. Атомная конфигурация комплекса вакансии с двойником в плоскости (211) в сплаве Без AI. Показаны смещепия после второго этапа релаксации.

Масштаб атомных смещений 8:1, ориентация осей <01 1> - вперед, <211> -

вправо, < 111> - вниз. Положение вакансии соответствует точке А на рис. 4.

8 пятой главе проводится позиционное и энергетическое изучение взаимодействия плоских и точечных дефектов. Рассчитаны зависимости энергий образования точечных дефектов - вакансий, дефектов замещения, пар обмена, межузельных атомов, от их местоположения по отношению к плоскому дефекту. На рис. 4 приведена зависимость энергии взаимодействия вакансии с двойником (211) от ее положения. Как видно из графика, энергия взаимодействия вакансий с ПД может принимать и положительные и отрицательные значения. Это означает, что данный дефект выполняет по отношению к вакансии роль как потенциального барьера, так и потенциальной ямы. Подобный характер зависимости наблюдается «и при взаимодействии вакансии с другими дефектами, то есть сегрегация вакансий на ПД оказывается вполне возможной. Атомная конфигурация, соответствующая точке А на рис. 4 приведена на рис. 5.

Очевидно, что наибольший интерес представляют стабильные комплексы ПД и вакансий. В таблице 3 приведены минимальные энергии взаимодействия вакансий с ПД, ориентированными в плоскостях (211) и (111). Как и следовало ожидать, наибольший эффект взаимодействия достигается на дефектах, ориентированных в плоскости октаэдра. Это относится ко всем точечным дефектам: вакансиям, дефектам замещения, междоузельным атомам.

Таблица 3. Минимальные энергии взаимодействия вакансий с плоскими

дефектами в сплаве РезА1.

Тип дефекта Вектор сдвига Ориентация (Ьк1) тш Е»"", эВ

ду 1/6<111> (211) -0,15(Ре2)

ДУ -1/6<П1> (211) -0,09(Ре2)

ДУ 1/3<П1> (211) -0,31^2)

ДУ -1/3<П1> (211) -0,243(Ре2)

двойник - (211) -0,33(А1)

двойник - (111) -2.3

1 Ре Ре А1

двойник 1 - (111) -1.5

Ге Бе Ре

двойник 1 - (111) -2.2

Ре А1 Ре

Таким образом местами наиболее вероятного образования вакансий вблизи ПД являются области с повышенной плотностью энергии, некоторые типы ПД, ориентированные в плоскости (111), двойншш(211), могут служить эффективными стоками вакансий,

Рассмотрение зависимостей энергии образования дефектов замещения показывает, что вблизи ДУ (111) существуют такие положения, в которых суммарная энергия дефекта замещения, расположенного в пределах одного межплоскостпого периода оказывается отрицательной. При удалении от плоскости дефекта этот баланс меняется на противоположный.

Атомные смещения обусловленные изолированными вакансиями и дефектами замещения можно приближенно считать сферически симметричными.

В упорядочеш1ых сплавах возможен особый тип точечного дефекта, который можно назвать парой обмена. Подобный дефект возникает при обмене положениями атомов различных сортов. Образование таких дефектов в решетке идеального кристалла приводит к разупорядочетпо и оказывается невыгодным.

С В-1 1) < 1 1 1>

р/ 0 . О

<& & а

<-г Т i> СУ Щ Щ

0 Ц

т & ? ч & & & У

су ® % с? Ф

о» W /р W & ®Г

® <* г Г -Ф &

гу 0 & 0 0 ^ &

0 ffi & т

ся ^

Рис. 6. Равновесная атомная конфигурация комплекса ДУ(111) и пары обмена в сплаве РеА1. Показаны смещения после второго этапа релаксации. Масштаб атомных смещений 20:1, ориентация осей <011> - вперед, <111> - вправо,

< 211> - вниз.

<-1 ^ ^¿Г ^ Ф 0 0

< 1 1-2» „

® 0 0 &

& . ■ # #

0 0 0> & # <3> @

^ $ с£Т 0 & #

С5> б? с/ с/ #

1 (У # ^

Рис. 7. Равновесная атомная конфигурация междоузельного атома Ре вблизи ДУ(111) в сплаве [;езА1. Показаны смещения после второго этапа релаксации.

Масштаб атомных смещений 15:1, ориентация осей <110> - вперед, <111> -

вправо, <112 > - вниз.

Рис.8 Равновесная атомная конфигурация междоузельного атома Fe, расположенного на плоскости двойника (211} в сплаве РезА1.. Показаны результирующие смещения после двух этапов релаксации. Масштаб атомных

смещений 8:1. Ориентация осей: <011> - вперед, <211> - вправо, <111> - вниз.

Образование обменной пары вблизи плоского дефекта может оказаться выгодным. Наиболее эффективно такой механизм разупорядочения реализуется вблизи специальных границ зерен.

Последним типом точечных дефектов, рассмотренных в работе, являются междоузельные атомы. Энергия их образования в стартовой конфигурации оказывается чрезвычайно высокой и составляет десятки электрон-вольт, а в равновесном состоянии в недеформированном кристалле - отЗ до 6эВ. Вблизи плоских дефектов может происходить понижение энергии образования межузельных атомов.

Единственной ориентацией плоских дефектов, вблизи которых существование межузельных атомов может оказаться выгодным является плоскость (111). В этом случае происходит значительное понижение энергии образования дефекта внедрения вплоть до отрицательных значений, что обусловлено образованием в области ПД пустот, которые могут быть заняты междоузельными атомами. На рис. 7 показана равновесная конфигурация одного из таких комплексов.

Атомные конфигурации междоузельных атомов в кристаллах FeAl и РезА1 определяются как типом междоузлия, так и его положением по отношению к плоскому дефекту. Следует выделить краудионы (рис. 7), а так же конфигурации гантельного типа (рис. 8).

Из сравнения результирующего поля смещений с конфигурацией полученной на этапе релаксации точечного дефекта следует, что картины микродеформаций определяются симметрией каждого из взаимодействующих дефектов и их взаимным расположением.

В заключении сформулированы основные результаты и выводы:

1. Путем введения в рассмотрение чисел заполнения координационных сфер узлами различных подрешеток в упорядоченном сплаве , разработан подход , позволяющий определить энергии образования вакансий и дефектов замещения , расположешшх вблизи АФГ, а так же энергии взаимодействия этих точечных дефектов с АФГ.

2. Разработана процедура самосогласованного построения потенциала межатомного взаимодействия в металлах и сплавах, что позволило удовлетворительно описывать плоские и точечные дефекты, а так же их комплексы.

3. Создана модель, позволяющая определить равновесную конфигурацию комплекса плоского и точечного дефекта.

4. Предложено энергетическое описание плоских дефектов, позволяющее выявить области наиболее напряженного состояния кристалла вблизи них, Последние связываются с местами наиболее вероятного образования точечных дефектов.

5. Развита методика визуализации ироизвольных дефектов кристаллической структуры, позволяющая рассматривать в заданном ракурсе как атомарную структуру кристалла, так и картину релаксационных смещений.

6. Получены наиболее характерные атомные конфигурации и картины микродеформаций плоских и точечных дефектов в упорядоченных сплавах FeAl и РезА1 на основе О ЦК решетки. На основании полученных данных установлена тенденция кристалла к восстановлению его идеальной структуры.

7. Построены зависимости энергии образования точечных дефектов различного типа от их местоположения по отношению к плоскому дефекту, на основ« которых визуализированы атомные конфигурации наиболее стабильных дефектных комплексов.

8. Обнаружено, что образование вакансий может бьггь выгодным вблизи двойников типа (211), а так же вблизи плоских дефектов, ориентированны)! параллельно (111).

9. Обнаружено, что вблизи плоских дефектов, ориентированных параллельнс (111) могут оказаться выгодными как элементарные акты разупорядочения, таь и образование межузельных атомов.

Основные результаты опубликованы в следующих работах

1. Баранов МЛ, Старостенков М.Д., Никифоров А.Г. Конфигурационное i энергетическое описание плоских дефектов сдвигового типа в сплаве FejAl сс сверхструктурой В03. / 3 Международная школа-семинар. Эволюция дефектны; структур в конденсированных средах; тезисы докл.- Барнаул, 1996,- с.53.

2. Баранов МЛ., Никифоров А.Г., Старостенков М.Д. Стабильность вакансю вблизи плоских дефектов сдвигового типа в сплавах со сверхструктурой В2. /: Международная школа-семинар. Эволюция дефектных структур i конденсированных средах: тезисы докл.- Барнаул, 1996.- с.54.

3. Никифоров А.Г., Баранов М.А, Старостенков М.Д. Взаимодействие вакансш с плоскими дефектами в сплаве РезА1 со сверхструктурой D03. / ■ Международная школа-семинар. Эволюция дефектных структур i конденсированных средах: тезисы дохя.- Барнаул, 1996.- с.54.

4. Старостенков М.Д., Баранов М.А., Никифоров АГ. Термоактивируемьл взаимодействия точечных дефектов с планарными в упорядоченных сплавах. IV Межгосударственный семинар. Структурные основы модификацш материалов методами нетрадиционных технологий: тезисы докл.- Обнинск 1997,-с. 166.

5. Баранов М.А., Никифоров А.Г., Старостенков М.Д. Взаимодействие вакансш с агаифазной границей в сплавах со структурой В2. / Структура дислокаций i механические свойства металлов и сплавов.: тезисы докл.- Екатеринбург, 1996. с.88-89.

6. Baranov M.A., Starostenkov M.D., Nikiforov A.G. The stage of crystal îattice containing tlie complexes of vacancies and plane defects. / Abstracts of The 4th 1UMRS Intemantional Conférence in Asia О VTA, Makuhari, Chiba, Japan September 16-18, 1997.-p.546.

7. Никифоров А.Г., Баранов M.A., Старостенков М.Д. Компьютерное наблюдите эффекта восстановления структуры идеального кристалла на дефектах упаковки в упорядоченных О ЦК сплавах. / Международная научно-техническая конференция 'Композиты - в народное хозяйство России': тезисы докл.- АлтГТУ- Барнаул, 1997.- с.28.

8. Баранов М.А., Старостенков М.Д., Никифоров А.Г. Компьютерное моделирование взаимодействия точечных и плоских дефектов в сплаве РезА1. / XIV Уральская школа металловедов - термистов ' Фундаментальные проб лемы физического металловедения перспективных материалов': тезисы докл.-УрО РАН,- Екатеринбург,- 1998,- с.88-89.

9. Баранов М.А., Старостенков М.Д., Никифоров А.Г. Применение модели жестких сфер для определения энергетических характеристик точечных дефектов в сплавах, содержащих АФГ. // Металлофизика и новейшие техн -1998,- 19,№1.- с.47-53.

10. Баранов М.А., Старостенков М.Д., Никифоров А.Г. Компьютерное моделирование атомных конфигураций точечных дефектов в сплаве Fe3Al со сверхструктурой D03, содержащей плоские дефекты. II Металлофизика и новейшие техн.- 1998.- 20,№4,- с.46-52.

Подписано в печать 18.05.98. Тираж 100 экз.

Издательство Алтайского государственного технического университета им. И.И. Ползунова, 656099, г. Барнаул, пр-т Ленина,46