Стабильность межфазных границ композиционных материалов системы Ni-AL тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

ПОПОВА ГАЛИНА ВЛАДИМИРОВНА

СТАБИЛЬНОСТЬ МЕЖФАЗНЫХ ГРАНИЦ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ СИСТЕМЫ 1Ч1-А1

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидатафизико-математических наук

Специальность 01.04.07 - физика конденсированного состояния

Барнаул -2006

Работа выполнена в Алтайском государственном техническом университете им. И. Ползунова и Восточно-Казахстанском государственном университете им. С. Ам анжолова

Научный руководитель: докторфизико-математических наук,

профессор Старостенков Михаил Дмитриевич

Оф ициальные оппоненты: доктор ф из ико-математических наук,

профессор Неверов Валерий Владимирович

кандидат физико-математических наук, доцент Рудер Давыд Давидович

Ведущая организация: Томский государственный архитектурно-

строительны й университет

Защита состоится «27» декабря 2006г. в II00 час. на заседании диссертационного совета Д212.004.04 при Алтайском государственном техническом университете по адресу: 656049, г. Барнаул, пр. Ленина, 46.

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

Автореферат разослан «18» ноября 2006 г.

Ученый секретарь диссертационного совета, кандидат физико-математических наук

/Ът>

Жданов А.Н.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Среди новых материалов особое место занимают композиционные материалы, обладающие целым комплексом различных свойств, рациональное сочетание которых позволяет получать оптимальные конструкции. Композиционные материалы могут быть представлены в виде последовательности упаковок различных компонент. Экспериментальное определение свойств композиционных материалов с различными схемами армирования требует весьма большого объема дорогостоящих исследований. В связи с этим возникает необходимость построения теоретических моделей композиционных материалов, которые позволили бы определить не только осредненные характеристики, но и описать локальную структуру процессов, происходящих в таких средах под действием связанных полей. Особенностью композиционных материалов является то, что они обладают возможностью объединения полезных свойств отдельных компонентов, и в то же время проявляют новые свойства, отличные от свойств компонентов. Сочетание высоких прочностных свойств и минимального удельного веса обуславливает широкое применение композиционных материалов. Подбором соответствующих условий нагрева, термообработки, отжига можно регулировать изменения структуры и свойств композиционных материалов в широких пределах [1], Свойства таких материалов во многом зависят от структуры и стабильности межфазной границы, как важной составляющей такой системы. Наиболее динамично структура межфазной границы может меняться в процессе различного типа термоактивируемого воздействия, в таких случаях основным элементом перестройки границ является диффузия. В настоящей работе исследуется диффузия, имеющая место в гетерогенной системе, представляющей собой композит на основе комбинаций N1, А1 и интерметаллида №3А1. Каждая из составляющих композита — матрица и включения имеют собственные характеристики диффузии. К ним добавляются и особенности диффузии относительно межфазной границы. Они во многом зависят от состояния границы, наличия на ней дефектов, свободного объема и областей локальных напряжений.

Изучение процессов диффузии на микроскопическом уровне связано в первую очередь со сложностью проведения соответствующих экспериментов. Реальные эксперименты позволяют изучать диффузию в композиционных материалах, как правило, по начальным и конечным состояниям структуры, что дает лишь косвенное представление о тех или иных механизмах диффузии.

Для наглядного и более детального изучения механизмов диффузии в настоящее время все более интенсивно применяются методы компьютерного моделирования, позволяющие отслеживать траектории смещений атомов и получать подробные картины реализации в динамике отдельно взятых диффузионных механизмов. Данный метод является дополнением к

известным экспериментальным и теоретическим методам исследования, зачастую выступая в роли связующего звена между ними. Компьютерная модель может служить, как средством апробации теоретических представлений, так и наоборот, объяснять или прогнозировать явления, ранее не освещенные теорией и экспериментом в полной мере.

Таким образом, представляется актуальным исследование на микроскопическом атомном уровне стабильности межфазных границ композиционных материалов методом компьютерного моделирования для анализа и подтверждения теории и реальных экспериментов в физике конденсированного состояния.

Целью работы является исследование на атомном уровне стабильности межфазных границ композиционных материалов с помощью метода молекулярной динамики.

Научная новизна заключается в том, что методом молекулярной динамики исследована стабильность межфазных границ нанокристаллических композиционных материалов системы №-А1. Выявлены факторы, которые могут вызвать изменение температуры начала диффузионных процессов в этих материалах. Это, прежде всего, различие в эффективных размерах атомов N1 и А1, а, следовательно, в параметрах решетки N1, N¡^1, А1, возрастания с температурой различия в коэффициентах температурного расширения данных материалов, наличие локальных упругих напряжений на границе раздела фаз. Локальные напряжения могут приводить к уплотнению материала и блокировке диффузионных процессов. В этом случае требуется более высокая температура для начала диффузии. В то же время на границе раздела фаз могут возникать упругие напряжения, соответствующие деформации растяжения, что вызывает образование эффективного свободного объема, и температура начала активации диффузионных процессов может понизиться. Показано, что механизмы диффузии и характер разрушения межфазной границы зависят от структуры и формы включений в матрицу. Установлено, что точечные дефекты значительно снижают предельную температуру диффузионной стабильности исследуемых композиционных материалов.

Научная и практическая ценность работы состоит в том, что результаты исследований на микроуровне позволяют дополнять и корректировать макроскопические модели, кроме того, результаты настоящего моделирования могут быть полезны при конструировании новых материалов и оптимизации их свойств.

На защиту выносятся следующие положения:

1. В связи с различием параметра решеток компонент, формирующих композит, вследствие теплового расширения, на границах фаз возникают напряжения.

2. Температура, при которой начинается диффузионная перестройка композита, возрастает при увеличении локальной плотности вещества, и понижается при уменьшении, что связано с различием параметра решеток,

вследствие расширения, вызываемого термоактивируемой деформацией системы, вблизи межфазной границы.

3. Преобладающими механизмами диффузии в композиционных материалах Ni-Ni3Al, Ni3Al-Ni являются кольцевые, смещения атомов по краудионному механизму и механизм образования пар Френкеля, который начинает проявляться только при температурах, близких к температуре плавления. В композиционных материалах Ni-Al, Ni3Al-Al преобладают кольцевые механизмы диффузии, смещения атомов по краудионному механизму. При повышении температуры, а также с увеличением числа атомов AI в прослойках, наблюдается миграции атомов вблизи ядер дислокаций несоответствия. В композитах системы Al-Ni, Al-NijAI преобладают дислокации несоответствия вблизи межфазной границы, вызывающие структурную перестройку системы.

4. При наличии свободного объема, к перечисленным выше механизмам добавляется вакансионный, который значительно снижает предельную температуру диффузионной стабильности исследуемых композиционных материалов.

Апробация работы. Результаты работы доложены на международных и российских конференциях:

-2th International Conference on Multiscale Materials Modeling (МММ-II), Los-Angeles, USA (2004^.

-8-я международная конференция "Физика твердого тела", Алматы, Казахстан (2004);

-Международная школа- семинар по физике конденсированного состояния, Усть-Каменогорск, Казахстан (2004);

- 10-я Межвузовская конференция по математике и механике, Алматы, Казахстан (2004);

-XLIII международная конференция «Актуальные проблемы прочности», Витебск, Беларусь (2004)

- 5-я Международная конференция «Ядерная и радиационная физика», Алматы, Казахстан (2005);

-Международная научно- практическая конференция «Аманжоловские чтения-2005», Усть-Каменогорск, Казахстан (2005);

-59-ая Научная конференция студентов й молодых ученых, посвященная международному году физики, Алматы, Казахстан (2005);

-Международная научно - техническая конференция «Композиты в народное хозяйство», Барнаул, Россия (2005);

-9-ая Международная научно-техническая конференция «Физика твердого тела» Караганда, Казахстан (2006);

- IX Международная школа - семинар «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах», г. Барнаул (2006);

Публикации. Результаты работы опубликованы в 9 статьях в центральных и зарубежных изданиях и 9 тезисах докладов.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения и списка литературы из 119 наименований. Работа изложена на 202 страницах машинописного текста, содержит 3 таблицы и 195 рисунков.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

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

В первой главе диссертации рассмотрены композиционные материалы в общем, дана их классификация, описаны физические и физико-механические свойства композиционных материалов» проводится обзор методов получения композиционных материалов, а также дана характеристика нанокомпозиционных материалов. Рассмотрены физические основы диффузии и адгезии композиционных материалов. Далее, в первой главе описаны методы компьютерного моделирования, которые применяются на различных масштабных уровнях для описания характеристик и свойств композиционных материалов. В конце первой главы сформулированы основные задачи диссертационной работы.

_ Во второй главе описана модель компьютерного эксперимента,

обосновываются допущения, используемые в модели. Рассмотрены основные достоинства метода молекулярной динамики (ММД), по сравнению с другими методами компьютерного моделирования, применительно к физике конденсированного состояния. Сущность этого метода заключается в том, что атомы не привязаны к узлам идеальной кристаллической решетки, и это позволяет моделировать явления, связанные с аморфизацией структуры и смещениями атомов [2]. Обоснован выбор двумерного варианта металлического композита, тем, что и в объемных кристаллах диффузионные процессы реализуются вдоль плотноупакованных направлений, которые располагаются в плоскостях {111} ГЦК решетки. Двумерный кристалл с упаковкой атомов, соответствующей плоскости {111} является, как бы разверткой таких плоскостей в объемном материале. Кроме того, двумерные модели позволяют проводить структурный анализ с применением более простых и наглядных визуализаторов по сравнению с теми, которые используются в трехмерных моделях,

В ММД взаимодействие атомов зависит от межатомного расстояния, и

потенциальная энергия системы N атомов представляется в виде

1 к s (i\

где щ— потенциальная функция взаимодействия пары отдельных атомов / и j; Гц — расстояние между м и j- м атомом.

При рассмотрении замкнутой системы, сила, действующая на й атом, будет равна

Система уравнений движения в нерелятивистском случае имеет вид: ¿г ск>. „

ч-^-Ч О)

у

где/и( и V, — масса ивектор скорости /-гоатома,/-время.

Позиции и скорости всех N атомов расчетной ячейки характеризуется

N координатами -мерность расчетной ячейки):

к /■ ч

\0 ~ описывают координаты в пространстве, ц*(/) = *,*(/) -скорости, (к - индекс координатной оси)

Для решения системы уравнений (3) используется метод Эйлера с полушагом. В качестве критерия выбора шага интегрирования Д/ используют эмпирическое правило: флуктуации полной энергии системы не должны превышать флуктуации потенциальной энергии. Для уменьшения энергетических флукгуаций на величину Д/ накладывают математические и физические ограничения.

Для избежания ошибок численных вычислений, связанных с накоплением ошибок в модели, применялись методы контроля за общей энергией системы (потенциальной (1) и кинетической (4)).

1 ^

2 , (4) Начальные скорости атомов задавались одинаковыми по абсолютной величине и со случайными направлениями. При этом полная кинетическая энергия должна соответствовать заданной температуре, а суммарный импульс расчетной ячейки должен быть равен нулю. Если начальные координаты атомов соответствуют идеальной решетке, то начальные скорости определяются согласно распределению Больцмана:

О <4

\ т(. (=1

где ¿¿ — постоянная Больцмана, Т— температура,

- среднеквадратичная скорость атома.

Температура расчетной ячейки находится по выражению

2 Е

Т =

(6)

В главе был рассмотрен один из параметров модели — потенциал для задания межатомного взаимодействия. Потенциал был построен с применением эмпирических и полуэмпирических функций, В качестве функции, описывающей взаимодействие компонент сплава использовались парные потенциалы Морза:

Фю.(г) = ПкьРкь ехР (-«*//)[ Да ехр(-а^г)-2] (7)

где cíkl» Ркь Dkl — параметры, определяющие взаимодействие пары атомов сорта К и L\ г — расстояние между атомами. Параметры потенциальной функции взяты го р].

Объектом исследования служили двумерные металлические композиты, которые составляли следующим образом: прежде всего, выбирался матричный материал — это чистый Al, либо чистый Ni, либо интерметаллид NijAl. Расчетный блок матричного материала представлялся упаковкой атомов, в плоскости {111} ГЦК решетки в виде последовательности ста плот ноу пакованных атомных рядов, в направлении <112>. В каждом го плот ноу пакованных атомных рядов типа <110> содержалось 100 атомов. Таким образом, расчетный блок кристалла состоял го 104 атомов, за пределами этого блока кристалл повторялся с помощью периодических граничных условий. Было рассмотрено 6 композитов го выбранной группы металлов. Это матрица - интерметаллид N ijAl, в которую включаются блоки, состоящие го чистого Al или Ni; матричный материал Ni, в который вкладывались прослойки ингерметаллида NÍ3AI, матричный материал AI с включением икгерметаллида NÍ3A1; Al - ая матрица с включениями Ni, и наконец Ni-ая матрица с AI-ыми включениями.

Выполнялась процедура построения расчетного блока кристалла композита: в матричном блоке кристалла «вырезались» пустоты определенных конфигураций, которые заполнялись другим типом материала: это могли быть отдельные слои, состоящие из п - плот ноу пакованных атомных рядов, либо из п - атомных рядов направления <112>. Исследовался двумерный кристалл, состоящий из матричного материала и второго компонента, врезанного в него, в конфигурации типа ромба. Креме того, рассмотрены случаи заполнения матричного материала вторым компонентом в виде сетки, состоящей из двух взаимоперпендикулярных слоев атомов, ориентации <И0> и <112>.

Затем проводили процедуру релаксации расчетного блока кристалла. Начальные скорости атомов задавались равными 0, что соответствовало начальной температуре ОК. В процессе релаксации температура ячейки повышалась. При достижении некоторого значения, при котором происходила стабилизация кинетической энергии, рост температуры прекращался. После стабилизации температуры ячейка подвергалась сверхбыстрому охлаждению. Все скорости атомов периодически, когда колебания кинетической энергии достигали максимумов, приравнивались 0 до тех пор, пока атомы не занимали равновесных позиций, и больше не наблюдался рост температуры, связанный с релаксационными явлениями. При запуске основного эксперимента считалось, что созданная структура расчетной ячейки стабильна при температурах близких к абсолютному 0.

На следующем этапе проводили импульсный разогрев кристалла композита до некоторой температуры с последующей выдержкой в течение времени компьютерного эксперимента, составляющего 0,1 не. Затем кристалл быстро охлаждали до тем пературы - ОК.

Важным элементом компьютерного моделирования является подбор соответствующих критериев и параметров, по которым должен происходить анализ результатов компьютерного эксперимента. Конечную струюгуру материала исследовали с помощью определенного набора визуализаторов: анализа фазового состава, картины плотноупакованных атомных рядов при разных углах (-30°-30°, 30°-90° и -90°-150°), начальной конфигурации с последующими атомными смещениями, изменения коэффициентов диффузии в двух ориентациях [4].

В главе оценены параметры диффузии (энергия активации, предо кс гоне нцив л ьный множитель Оо, в соответствующем уравнении Аррениуса) основных компонентов, составляющих исследуемую композиционную структуру. Температуры начала диффузионных процессов в идеальных бездефектных двумерных блоках кристаллов N1, А1

оказались равными, соответственно, 1920К, 1700К и 1150К, при времени проведения компьютерного эксперимента 0,01 не. Во всех случаях диффузия реализуется по кольцевым механизмам. При введении дефектов, таких как вакансии и бивакансии, было получено, что введение вакансии в исследуемые структуры резко снижает температуру начала диффузии до значений 1600К, 1500К, 800К, соответственно. Основными механизмами диффузии являются - краудионный и перемещения атомов вдоль ломаной по вакансионному механизму. Введение в решетку кристаллов N1, N13А!, А1 бивакансии вызывает понижение температуры начала диффузионных процессов до 950К, 900К и 250К соответственно. Миграция бивакансии осуществляется по ломаным траекториям, либо происходит трансформация бивакансии в комплекс, состоящий из межузельного атома и трех близкорасположенных вакансий.

Было оценено влияние времени выдержки компьютерного эксперимента до 20,40,80, 160 пс., получили, что интервал времени, при котором изменение коэффициента диффузии оказывается незначительным, составляет 80 пс.

В третьей главе диссертации приводятся результаты исследований с помощью метода молекулярной динамики температурных интервалов стабильности двумерных металлических композитов, состоящих из матрицы ингерметаллидаЫЬА! —ых включений, а также матрицы N1 и включений №3А1.

Ингерметаллид Ы13А1 имеет несколько больший параметр решетки по сравнению с чистым ЬН, поэтому при включении прослоек N1 в интерметаллид ЬП3А1 должны быть преимущественно локальные деформации сжатия на границе фаз.

Температура начала структурной перестройки при включении рядов N1 в направлениях <110> и <112> в иигерметаллвд 1%А1, а также при включении рядов Ы13А1 в матрицу N1 близка к тестовым температурам плавления чистого ЬПзА! и N1, определенным в гл.2. При включении рядов в направлении <110>, она приблизительно на 70-100К выше, чем при

включении рядов в ориентации <112>. Во всех случаях структурная перестройка композиционных материалов характеризуется действием кольцевых механизмов миграции атомов, с увеличением температуры импульсного разогрева весомый вклад в диффузионные процессы вносят динамические пары Френкеля. В матрице интерметаллида диффузионные процессы заметны ранее, чем внутри прослоек N1. Температура начала структурной перестройки в таких композиционных материалах нез начете ль но зависит от количества рядов, первые разрушения материала нач ннаются в зоне ингерм еталлида, вбл из и м ежфаз ной границы, при увеличении температуры импульсного разогрева наблюдаются разрушения межфазной границы, появляются области разу поря до чения как в матрице, так и внутри прослойки. В качестве примера приведены структурные характеристики системы, состоящей га матрицы Ы13А1 и трех рядов N1 после импульсного разогревало 1900К изакалки.

♦ » * о->« * ООО

<♦♦♦+ + + + ^ ♦♦♦ ♦♦♦♦♦ ♦ * ♦ *

* * * + * # ► ♦ + * + * т * + + *

* ♦ ♦ ♦ V ♦♦♦V ♦ ♦ ♦

ал».

а) б) в)

Рис. 1 Структурные характеристики системы, состоящей из матрицы Ы13А1 и трех рядов N1 после импульсного разогрева до 1900К изакалки: а)атомные перемещения; б) распределения атомных рядов в трех направлениях; в) изменение фазового состава (1— длинная ломаная, соответствующая паре

Френкеля; 2 - кольцевые механизмы диффузии; 3 - свободный объем, соответствующий расположению вакансии; 4 - область, соответствующая межузельному атому, которую можно прокомментировать как наличие дислокаций; 5 — области раз упорядочения)

Диффузия реализуется как за счет кольцевых механизмов перемещений атомов, так и вследствие образования динамических пар Френкеля (рис.1(а, б)), при этом происходит разрушение не только сверхструкгурного порядка матрицы ингерм еталлида, но и на межфазной границе. Наряду с областями разу поря дочения возникают кластеры и сегрегации, соответствующие одиночным зародышам фазы типа Т\П2А1. (рис.1.(в)).

Тем пература начала диффузионной перестройки в слоистой упаковке с использованием матричного материала ЬП3А1 и включений N1 достигает значения 1800К, что на 100К выше тестовой температуры плавления

интерметаллида №3А1, определенной в гл.2. Это можно объяснить различием в параметре решеток, компоне кг, ф орм ирующих ком поз от, вследствие теплового расширения. Структурная перестройка происходит за счет действия кольцевых и краудионных механизмов диффузии, возникающих как внутри прослоек N1, так и внутри матрицы интерметаллида.

При внедрении в Ы13А1 прослойки ЬП в виде ромба температура начала процесса диффузии также соответствует 1800К, по — видимому, по причине наличия на границе локальной области деформации сжатия, В случае прослоек Ы13А1 в виде ромба в N1, температура начала структурной перестройки кристалла композита ниже на 100К тестовой температуры плавления N1 (гл.2), что может быть связано с возникновением областей локального «размягчения» границы и из-за внедрения в матрицу материала с меньшим параметром решетки. Механизмы диффузии во всех случаях -кольцевые, а также образования и рекомбинации пар Френкеля, возникающие вблизи межфазной границы, вносящие определенный вклад в процесс разупорядочения композиционного материала. Разрушения начинаются, как правило, вблизи излома межфазной границы (рис.2 (а)). В этих местах отмечаются наиболее сложные картины атомных смещений (рис.2(6,в)), а следовательно и локальных деформаций.

' * « *

а) б) в)

Рис. 2 Структурные характеристики системы, состоящей из матрицы Ы^А! и прослоек N1 в виде ромба: а) атомные смещения после релаксации системы (М 1:50); б) атомные смещения; в)фазовыЙсостав после импульсного

разогревало 1840К и закалки (1 - сложные ломаные траектории атомов, соответствующие долгоживущим парам Френкеля; 2- свободный объем; 3- область, соответствующая

межузельному атому)

Эксперимент по сетчатой упаковке показал, что при включении ЬП в матрицу 1\М3А1 температура начала структурной перестройки ниже на 100-150К, чем при включении прослойки Ы13А1 в матрицу N1 и близка к тестовой температуре плавления чистого №эА1. Исследование сетчатой упаковки кристалла композита ЬП-ЬПзА! показало, что температура начала структурной перестройки ниже температуры плавления N1 на 100-150К, Здесь, по-видимому, может вносить вклад фактор анизотропии упругих свойств

системы в направлениях <110> и <112>. Диффузионные механизмы реализуются вблизи межфазной границе и представлены, как кольцевыми механизмам и м играции атомов, так и парам и Френкеля.

Если сравнивать температуры начала диффузионных процессов в чистых ЫЬА1 и N1 (гл.2) они составляют для ЫЬА! 1700К, для Ы» - 1920К. В случае построения композитов на основе данных материалов наблюдается корреляция с данным и температурам и.

В четвертой главе дан общий анализ оценки стабильности исследуемых в главе двумерных металлических композитов, состоящих га матрицы интерметаллида №3А1 и А1-ых включений, а также матрицы N1 и включений А1,

Компьютерный эксперимент показал, что температура начала структурной перестройки межфазной границы зависит от числа атомных рядов А1, помещенных в N1 -ую матрицу в направлении <110> (рис.3).

2500

2000

5 1500

№00

500 ■О

Рис.З График изменения температуры начала структурной перестройки межфазной границы в зависимости от количества рядов А1 в N1-

ой матрице

Также от числа внедренных атомных рядов А1 зависят механизмы структурной перестройки. При малом числе это — кольцевые механизмы перемещений атомов, при увеличении числа рядов - механизмы образования дислокаций и пластификация. В первом случае, как угловые распределения атомов по плот ноу пакованным рядам, так и распределения атомов по координационным сферам, не претерпевают значительного размытия (рис.4 (а,б)), тогда как в случае термоактивируемой пластической деформации эти характеристики размываются, т.е. приграничная область между фазами аморфизируется (рис. 4 (в,г)).

2 4 6 Я 10 12 14

Количество ряде*

а) б) в) г)

Рис. 4 Структурные характеристики системы в зависимости от количества рядов: а)угловые распределения атомов; б) радиальные распределения атомов при включении в ЬП-ую матрицу 5 рядов А1 (Т=1200К); в)угловые распределения атомов;г)радиальные распределения атомов при включении в ЪМ-ую матрицу 13 рядов А1 (Т=800К)

Таким образом, при толщинах алюминиевой прослойки от 1 до 4 атомных рядов в N1 - ой матрице структурная перестройка в композиционном материале осуществляется за счет кольцевых и краудионных механизмов диффузии. Перемещения атомов наблюдаются, в основном, внутри А1 — ой прослойки, а в случае захвата №-ой части возникают зародыши новых фаз. При этом температура начала диффузионной перестройки понижается до 1700К. Начиная с прослойки в пять атомных рядов А1, структурная перестройка характеризуется возникновением дислокаций несоответствия по параметру решетки N1 и А1 внутри, и на границе А1 —ой прослойки, т. е. за счет термоактивируемой пластической деформации материала. При этом температура начала структурной перестройки значительно снижается. Начиная с прослойки, состоящей из девяти атомных рядов А1, температура начала процесса термоактивируемой деформации стабилизируется и составляет 900К. Сравнивая с тестовыми данными, приведенными в гл.2, температура начала структурной перестройки оказывается даже ниже, чем температура начала структурной перестройки в чистом А1. Основной причиной этому является наличие точечных дефектов по границе раздела фаз, создаваемых дислокациями несоответствия.

Атомные ряды в направлении <112> не являются плотноупакованными. Вследствие этого, наблюдается некоторое снижение температуры начала структурной перестройки, по сравнению с включениями рядов А1 ориентации <110> в >Н-матрицу (рис.5).

Рис.5 График изменения температуры начала структурной перестройки межфазной границы в зависимости от количества рядов А1

ориентации <112>

В случае слоистой упаковки, представляющей собой укладку в Ыьой матрице трех рядов атомов А1 плотность локальных деформаций растяжения со стороны А1-ых рядов приводит к тому, что вся система оказывается, деформирована посредством одноосного сжатия (рис.6).

III'':: 11111гг г г г г Л г Г I» III II г Г' I 1111 I * * М.А ' I • ' 1-11 ! • I I I 1111 111111.1111- 1.Ш

Рис.6 Атомные смещения в слоистой упаковке, представляющей собой укладку в И|-ой матрице трех рядов атомов А1.

В реальном эксперименте такой способ получения композиционных материалов позволяет избежать термоактивируемого процесса структурной перестройки системы, соответствующей реакции

самораспространяющегося высокотем пературного синтеза (СВС)-синтеза. Построенный таким способом композит оказывается стойким по отношению к диффузионным процессам вплоть до температуры 1700К. При этой температуре структурная перестройка характеризуется коллективными смещениями атомов, как вдоль межфазной границы,так и через нее.

В примере сетчатой упаковки металлического композита, заметная диффузия была обнаружена при импульсном разогреве системы до температуры 900К. Структурная перестройка системы характеризуется действием двух механизмов: переползанием относительно межфазной

границы дислокаций, связанных с размерным несоответствием атомов А1 и наличием пар Френкеля (вакансии и межузельного атома).

При построении композита, включающего в М-матрице ромб ю атомов А1, уже при релаксации на границах двух металлов появляются дислокационные несоответствия. Соответственно, размываются структурные характеристики системы. Очевидно, что поля упругих напряжений в данном случае оказываются достаточно высокими. В результате данная структура сохранила заданный порядок вплоть до температуры - 600К. Внутри А1-го слоя распределения потенциальной энергии имеют области локального повышения энергии, соответствующие зонам, где находятся дислокации, в N1 -ой зоне в трех ближайших слоях к межфазной границе относительный уровень потенциальной энергии оказывается более высоким.

Так как упаковка атомных рядов в ЫЬА1 представляет чередующуюся последовательность моноатомных и биатомных рядов, то при замене нечетного числа атомных рядов интерметаллида существует два варианта образования межфазной границы в интерметаллиде. В первом случае граница представляется парой моноатомных рядов, а во втором случае граница представляется парой биатомных рядов.

Распределение температур начала перестройки межфазной границы в данной последовательности экспериментов приводится на рис,7. Из графика видно, что в целом, с увеличением числа атомов прослойки А1 уменьшается температура начала разрушения межфазной границы. Более стабильными, или требующими более высокую температуру для активизации диффузионного процесса, являются конфигурации, которые соответствуют межфазной границе, состоящей го моноатомных рядов.

Рис. 7 График изменения температуры начала структурной перестройки межфазной границы в зависимости от количества рядов А1 ориентации <1 Ю>

Уровень понижения энергии в таких конфигурациях с увеличением числа внедренных рядов атомов А1 оказывается меньшим, по сравнению с включением четного числа рядов атомов А1 в матрицу ОДА). В итоге при большей толщине прослойки А1 температура начала структурной

—в случае нечетного количества \ рядов • приграничные ряды • моноатомные

5 1ЛОО -

Ш в случае нечетного количества 1 рядов - приграничные ряды -биатомные

перестройки снижается до 600К. В основном при низких температурах работают термоактивируемые механизмы образования и движения (переползания) дислокаций.

Упаковка атомных рядов в направлении <112> является менее плотной, по сравнению с ориентацией <110>. Поэтому, в этом случае, можно ожидать изменение температурных интервалов в момент разрушения межфазной границы, по сравнению с рядами, ориентированными в плоскостях <П0>, так как упругие поля будут менее интенсивными. Это связано с различием эффективных атомных размеров N1 и А1. Так же, как при исследовании атомных рядов, ориентированных в направлении <110>, при замещении атомных рядов в матрице ингерметаллида "Ж3А1 при четном количестве рядов существует один вариант упаковки, при нечетном — два варианта, В первом варианте - пограничный слой состоит го атомов 1\П, во втором пограничные ряды являются биатомными. В ориентации атомных рядов в направлении <П2> скорость изменения понижения температуры в зависимости от числа атомных рядов, включаемых в матрицу Т^А!, оказывается меньшей по сравнению с предшествующей ориентацией. При внедрении нечетного количества рядов А1 различие по температуре между двумя конфигурациями не наблюдается (рис.8).

2300 2100 -1900 ■ 1700 -^ 1500 -1300 -1100 -900 700 БОО 40

Количество рщдоя

Рис.8 График изменения температуры начала структурной перестройки межфазной границы в зависимости от количества рядов А!

ориентации <112>

В случае сетчатой упаковки композиционного материала Ы!3А1-А1 при импульсном разогреве уже до 600К наблюдаются определенные нарушения системы, имеющие место, в основном в А1-ой прослойке ориентации <110>. Слой А1 в направлении <112> сохраняет свою стабильность, в слое <П0> происходят коллективные перемещения рядов атомов А1 вдоль межфазной границы, появляются дислокации несоответствия, прорастающие вглубь А1 — ой прослойки. Дислокации несоответствия по обе стороны межфазной границы образуют дислокационные диполи. При этом заметного изменения

фазового состава не происходит, за исключением возникновения области пластической деформации, В дальнейшем, при повышении температуры до 900К, в зоне деформации, появляются области разрушения межфазной границы, приводящие к образованию областей разу поря дочения в матрице инте рм еталл ида. В зонах раз упорядочения появляются элементы, которые можно отнести к сегрегациям фаз ТЧ1А12, Ы12А1, Ы(А13.

При включении ромба из атомов А1 в матрицу инте рм еталл ида М!3А1 после температуры импульсного разогрева до 600К и закалки на межфазной границе образуются дислокации. Общая энергия системы понижается, очевидно, за счет образования новых фаз инггерм еталл ида. Структурные характеристики системы размываются.

Сборка ком позиционных материалов на основе М-оЙ и М!3А1 - ой матриц с включением в качестве армирующих элементов А 1-ых упаковок приводит, при малых размерах включений А1, к повышению температуры диффузионной стабильности межфазной границы. Этот эффект прежде всего связан с большими эффективными размерами атомов А1 по сравнению с атомами N1 При увеличении размера А1-ого включения, оно начинает играть роль демпфирующих прослоек, на которых происходит поглощение энергии внешнего воздействия за счет пластической деформации. В основе таких превращений, по-видимому, лежат внутренние напряжения, возникающие в материале на атомном уровне, связанные не только с различием эффективных размеров А1 и N1, а также в различии приращения температурного коэффициента линейного расширения в исследуемых материалах,

В 5-ой главе приводятся результаты исследований композиционных материалов, которые составлялись из блоков пластичной матрицы А1> в качестве армирующих элементов выступают высокопрочные прослойки ЬП и №3АЬ

С увеличением числа атомов N1 в матрице А1 на границе раздела фаз воз никаюг дислокации несоответствия, В качестве прим ера приведены картины угловых распределений атомных рядов в направлениях 30°-30° и 30°-90° при наличии 2-х рядов ЬП в А 1-ой матрице при импульсном разогреве кристалла композита до 1300К (рис,9). Обнаружено, что внутри и по границе прослойки N1, параллельно межфазной границе образуется дислокационный диполь.

а) б)

Рис.9 Диаграммы распределения плот ноу пакованных атом ных рядов при импульсном разогреве до 1300К изакалке:а)для углового диапазона -30°-30°; б) 30"-90° (1 - дислокационный диполь, 2-дислокации)

При упаковке от 1 до 5 атомных рядов Ni, включаемых в направлении <110>, в матрицу AI общий уровень температуры, при котором происходит нарушение сплошности межфазной границы, равен 1300К. Затем температура спадает к 7 ряду до уровня 1100К. Эта температура соответствует предельному значению температур, при котором начинается диффузия в идеальной решетке чистого AI (гл.2).

При включении рядов Ni (от 1 до 3) в направлении <112> в матрицу А1 разрушение структуры композита начинается в А1-ой матрице и представляет собой кольцевые механизмы диффузии, при повышении температуры разрушения возникают вблизи и на межфазной границе, представляя собой кольцевые и краудионные перемещения атомов. В дальнейшем повышение температуры приводит к появлению кооперативных перемещений, возникающих в Ni -ой прослойке и пронизывающих А 1-ую матрицу, приводящих к пластической деформации кристалла ком поз ига.

С увеличением числа рядов Ni в AI — ой матрице отмечается возрастание плотности дислокаций несоответствия, возникающих на границе раздела фаз композиционного материала. При включении рядов Ni в А 1-ую матрицу в ориентации <112> наблюдается небольшое снижение температуры начала структурной перестройки по сравнению с включением рядов Ni в направлении <110>, причем температура начала диффузионных процессов незначительно зависит от числа включаемых рядов в направлении <110> и <112>.

В случае сетчатой компоновки композиционного материала Al-Ni, а также включений типа ромба наблюдается снижение температуры начала структурной перестройки материала до 600К, что ниже тестовых данных прибл го игельно на 300К. В близ и м ежфаз ной границы поя вляются дислокации. Коллективные смещения атомов наблюдаются как в зоне А1-ой матрицы, так и внутри Ni-ой прослойки

Температура начала структурной перестройки в композиционных материалах А1 — №3А1 близка к тестовой температуре плавления для чистого А1 (гл.2) и незначительно зависит от количества рядов Ы1эА1, помещенных в А1-ую матрицу, в направлении <110>. При малом количестве рядов это кольцевые механизмы диффузии, возникающие в основном вблизи межфазной границы, при большом - кооперативные смещения атомов, вызывающие пластическую деформацию материала.

При включении рядов №3А1 в А1-ую матрицу в направлении <112> в количестве от 3 до 5 механизмы диффузии представляют собой кольцевые перемещения атомов вблизи межфазной границы. При большем количестве рядов это миграции атомов вблизи ядер дислокаций несоответствия.

В композиционном материале, состоящем из матрицы А1 и прослойки ЫЬА1 в виде ромба уже при температуре импульсного разогрева 500К наблюдаются коллективные перемещения атомов, начинающиеся на межфазной границе и пронизывающие А1ую матрицу.

В случае сетчатой упаковки композиционного материала А1-Ы13А] разрушения межфазной границы начинаются в направлении <112> при температуре 600К, в направлении <110 > межфазная граница остается достаточно стабильной до более высоких температур.

Таким образом, во всех случаях, при включении высокопрочных прослоеки №зА1 в блоки пластичной матрицы искажения межфазной границы при увеличении толщины прослоек происходят за счет миграции атомов вблизи ядер дислокаций несоответствия.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

В диссертационной работе проведено исследование стабильности межфазных границ композиционных материалов в двумерной системе ЬП-А!. В результате исследований сделаны следующие выводы:

1. Температура начала структурной перестройки в композитах, состоящих из матрицы N1 и Ы13А1-ых включений, а также из матрицы Ы^А! и включений N1 близка к температурам плавления матрицы. Форма включений в этом случае играет незначительную роль. Наиболее стабильными являются композиты, составленные в виде матрицы и включений, представленных одним или несколькими рядами в направлении <110>,

2. Обнаружено, что форма включений в матрицу существенно влияет на температуру начала структурной перестройки в композиционных материалах №3А1-А1, №-А1, Наиболее стабильными являются композиционные материалы исследуемых систем при включении малого количества рядов в направлении <110> и <112>. Температура начала диффузионных процессов в таких системах при включении одного - двух рядов А1 в интерметаллид Ы^А! составляет 1900-2000К, при включении одного-двух рядов А1 в матрицу N1 -2000-2100К. Увеличение количества рядов снижает температуру начала структурной перестройки до 1200К, 1400К, соответственно. При включении нечетного количества рядов А1 в интерметаллид №3А1 в направлениях <110> и

<112> установлено, что в случае биатомного типа межфазной границы уменьшается температура начала структурной перестройки исследуемой системы на 100-150К по сравнению с моноатомной. Включение А1 в виде ромба в матричные материалы №3А1 уменьшает температуру начала структурной перестройки уже до 600К. Это объясняется тем, что возрастает доля атомов А1 - более лепсоплавкового материала в композите. При увеличении размера А1 -ого включения, оно начинает играть роль демпфирующих прослоек, на которых происходит поглощение энергии внешнего воздействия за счет пластической деформации.

3. В композитах, составленных из матрицы А1 и включений N1 или МЬА1, форма включений также играет роль. При включении небольшого количества рядов в направлении <110> и <112> температура начала структурной перестройки повышается на 250-300К по сравнению с тестовой температурой матрицы. Этот эффект прежде всего связан с тем, что приграничные атомы, находятся в более глубоких потенциальных ямах, вследствие чего возникает «запирающий» слой, препятствующий возникновению диффузии. При увеличении количества рядов температура монотонно снижается и стабилизируется на уровне 1100К, что соответствует тестовой температуре плавления А1, определенной в гл.2. Включение прослоек N1, ЬПэА! в виде ромба, а так же сетчатая упаковка снижает температуру стабильности таких систем до 500-600К. _

4. Показано, что механизмы диффузионных превращений зависят от структуры композиционного материала, температуры импульсного разогрева и времени компьютерного эксперимента. Структурная перестройка в композиционных материалах №-Ы!3А1, №3А1-ЬП осуществляется за счет действия кольцевых и краудионных механизмов диффузии. При повышении температуры импульсного разогрева появляются и рекомбинируют динамические пары Френкеля, вносящие весомый вклад в процесс разупорядочения композиционного материала. В композиционных материалах ЫьА!, №зА1-А1 преобладают кольцевые механизмы диффузии и смещения атомов по краудионному механизму. При повышении температуры, наблюдается миграция атомов вблизи ядер дислокаций несоответствия. В композитах системы А1-Ы1, А1-№3А1 преобладают дислокации несоответствия вблизи межфазной границы вызывающие структурную перестройку системы.

5. Установлено, что точечные дефекты значительно снижают температуру начала диффузионных процессов в исследуемых композиционных материалах.

ЛИТЕРАТУРА

1.Достижения в области композиционных материалов: Пер. с англ./ Под ред. Дж. Пиатги. - М.: Металлургия, 1982, 304 с.

2.Лагарьков А.Н., Сергеев В.М. Метод молекулярной динамики в статистической физике // УФН 1978. Т.125, №3 с.409-448

3.Царе город цев А .И., Горлов Н.В., Демьянов Б.Ф., Старостенков М.Д. Атомная структура АФГ и ее влияние на состояние решетки вблизи дислокации в упорядоченных сплавах со сверхструктурой L12// ФММ, 1984, Т.58, №2, С. 336-343.

4.Полетаев Г.М. Исследование процессов взаимной диффузии в двумерной системе Ni-Al. Диссертации на соискание ученой степени кандидата физ.-мат. наук, Барнаул, 2002, 186 с.

Основные результаты диссертационного исследования изложены в следующих работах:

1 .Старостенков М.Д., Полетаев Г.М., Попова Г.В., Денисова Н.Ф., Дёмина И.А. Компьютерное моделирование структурно - энергетических превращений в нанокристаллах и низкоразмерных системах И Ползуновский Альманах. - 2003. - №3-4. - С. 115-117.

2.Старостенков М.Д., Скаков М.К., Гурова Н.М., Попова Г.В. Исследование стабильности интерметаллических соединений системы N¡ -Al. // Региональный Вестник Востока. - 2004.- №1С. 29-36.

3.Старостенков М.Д., Скаков М.К., Попова Г.В. Исследование стабильности композиционного материала (Ni3Al+Al) в зависимости от температуры. // Тезисы 4 -Международной школы - семинара «Физика конденсированного состояния», г, Усть-Каменогорск, 2004. - С. 116-117.

4.Старостенков М.Д., Скаков М.К., Попова Г.В. Компьютерное исследование стабильности интерметаллида Ni3Al в зависимости от температуры. // Тезисы 4 -Международной школы - семинара «Физика конденсированного состояния», г. Усть-Каменогорск, 2004.-С. 119-121.

5.Старостенков М.Д., Скаков М.К., Полетаев Г.М, Попова Г.В. The exploration of stability of two dimensional nanocrystalline metallic composites depending on temperature. // Тезисы 8 - Международной конференции «Физика твёрдого тела», г. Алматы, 2004.- С. 316-317.

6.Старостенков М.Д., Скаков М.К., Попова Г.В. Исследование термоактивируемой стабильности двумерных металлических композитов. // Сб. тезисов XL1II международной конференции «Актуальные проблемы прочности», г. Витебск, Беларусь, ч.2,2004. - С. 122.

7.Старостенков М.Д., Скаков М.К., Попова Г.В. Компьютерный эксперимент по исследованию стабильности интерметаллических соединений системы N¡ - Al. // Вестник КарГу им. Букетова, 2004.- №4.-С.58-62,

8.Старостенков М.Д., Скаков М.К., Полетаев Г.М., Попова Г.В. Исследование стабильности двумерных нанокристаллических металлических композитов в зависимости от температуры // Тезисы 10-межвузовской конференции по математике и механике., г. Алматы, Каз НУ им. Аль-Фараби, 2004.-С.218.

9.Starostenkov M., Poletaev G., Popova G, The research of the combustion synthesis process in two-dimensional crystals of Ni - Al system II Proceedings of

2nd Intern. Conf. on Multiscale Materials Modeling (МММ-II), Los-Angeles, USA, 2004. - http://osiris.seas.ucla. edu/mmm/abstracts/s8/807-Star.pdf

10. Старостенков М.Д., Скаков M.K., Попова Г.В. Исследование стабильности межфазных границ в двумерном металлическом композите Ni3AI - AI И Вестник Каз НУ им. Аль - Фараби, серия «Физика» №1, 2005. -С.97-101.

11. Старостенков М.Д., Скаков М.К., Попова Г.В. Компьютерный эксперимент по исследованию механизмов разупорядочения металлического композита (Ni3Al-Ni) // Тезисы 5-Международной конференции «Ядерная и радиационная физика» г. Алматы, 2005. - С. 355-356.

12. Попова Г.В. Механизмы разупорядочения двумерного кристалла металлического композита (NijAl-Ni) // Тезисы 59 - научно практической конференции молодых учёных, г. Алматы, 2005. - С.72.

13. Старостенков М.Д., Скаков М.К., Попова Г.В. Исследование механизмов разупорядочения металлического композита Ni3Al-Ni If Вестник Каз. НТУ им. К.И. Сатпаева, №4, 2005. - С 134-139.

14. Старостенков М.Д., Скаков М.К., Попова Г.В. Компьютерный эксперимент по исследованию механизмов разупорядочения металлического композита (Ni3Al-Ni) // Вестник КарГу им. Букетова, 2005. №3. - С. 36-40.

15. Старостенков М.Д., Попова Г.В., Холодова Н.Б. Исследование стабильности межфазных границ в двумерных металлических композитах Ni - AI // Материалы международной научной - технической конференции «Композиты в народное хозяйство», г. Барнаул, 2005.- С. 108-115.

16. Старостенков М.Д., Денисова Н.Ф., Полетаев Г.М., Попова Г.В., Холодова Н.Б. Компьютерный эксперимент: его место, методы, проблемы, некоторые достижения в физике твёрдого тела // Вестник КарГу им. Букетова, 2005. -Т.40, №4. С.101-113

17. Старостенков М.Д., Попова Г.В., Полетаев Г.М., Синяев Д.В. Исследование температурных интервалов стабильности межфазных границ в двумерных металлических композитах Ni3Al-Ni // Изв. Вузов. Черная металлургия, 2006.- №6.- С.24-27

18. Попова Г.В., Старостенков М.Д. Исследование стабильности композиционных материалов системы Ni-Al // Тезисы 9-ой Международной научной конференции «Физика твердого тела» г. Караганда, 2006,- С. 118119.

Издано в авторской редакции.

Подписано в печать 8.11.06. Формат 60x84 1/16

Печать - ризография. Усл. п.л. 1,39.

Тираж 100 экз. Заказ 2006 -31

Издательство Алтайского государственного технического университета Им.И.И. Ползунова,656038, г. Барнаул, пр-т Ленина, 46.

Л иценз ия на издательскую деятельность Л Р№020822 от 21.09.98 г.

ВВЕДЕНИЕ.

I. МЕТОДЫ И РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ ПРОЦЕССОВ ДИФФУЗИИ В

КОМПОЗИЦИОННЫХ И НАНОКОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛАХ

1.1 Композиционные материалы.

1.1.1 Свойства композиционных материалов.

1.1.2 Методы получения композиционных материалов.

1.1.3 Наноматериалы и методы получения наноматериалов.

1.1.4 Нанокомпозиционные материалы.

1.2 Диффузия.

1.3 Применение теоретических методов и методов компьютерного моделирова-ния для описания характеристик и свойств композиционных материалов.

1.4 Постановка задачи исследования.

II. МОДЕЛЬ КОМПЬЮТЕРНОГО ЭКСПЕРИМЕНТА.

2.1 Описание модели.

2.2 Визуализаторы.

2.3 Параметры диффузии основных компонентов, составляющих исследуемую композиционную структуру.

III. ИССЛЕДОВАНИЕ СТАБИЛЬНОСТИ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ, СОСТОЯЩИХ ИЗ МАТРИЦЫ Ni3Al И Ni-ЫХ ВКЛЮЧЕНИЙ,

Ni и ВКЛЮЧЕНИЙ Ni3Al.

3.1 Композиционные структуры, состоящие из матрицы Ni3Al и Ni - ых включений.

3.1.1 Армирующие прослойки в Ni3А1 на основе цепочек из атомов Ni.

3.1.2 Включение рядов Ni в направлении <110>.

3.1.3 Сетчатая упаковка Ni - ых рядов в матрице интерметаллида Ni3Al.

3.1.4 Слоистая упаковка композиционного материала.

3.1.5 Композиционный материал, состоящий из матрицы Ni3Al и Ni -ой прослойки в виде ромба.

3.2 Исследование стабильности композитов, состоящих из Ni -ой матрицы и включений интерметаллида Ni3Al.

3.2.1 Включение рядов атомов интерметаллида Ni3Al в Ni -ую матрицу в направлении < 112>.

3.2.2 Включение рядов атомов интерметаллида Ni3Al в Ni -ую матрицу в направлении <110>.

3.2.3 Композит, состоящий из пересечения фаз Ni3Al в Ni-ой матрице.

3.2.4 Материал, состоящий из матрицы Ni и №3А1-ой прослойки в виде ромба.

3.3 Влияние точечных дефектов на стабильность межфазной границы в композите Ni- 108 Ni3Al.

3.4 Общий анализ оценки стабильности исследуемых композитов.

IV. КОМПОЗИТ, СОСТОЯЩИЙ ИЗ ВЫСОКОПРОЧНОЙ МАТРИЦЫ и ПЛАСТИФИЦИРУЮЩИХ ПРОСЛОЕК.

4.1 Композит, состоящий из Ni - ой матрицы и А1 - ых включений.

4.1.1 Включение рядов А1 в направлении <110>.

4.1.2 Включение рядов А1 в направлении <112>.

4.1.3 Слоистая упаковка, представляющая собой укладку в Ni -ой матрице трех рядов атомов.

4.1.4 Пример сетчатой упаковки металлического композита.

4.1.5 Композиционный материал, состоящий из Ni-матрицы и включений типа ромба 135 из атомов А1.

4.2. Композиционные структуры, состоящие из матрицы Ni3Al и включений А

4.2.1 Включение рядов А1 в направлении <110>.

4.2.2 А1 -ые слои в направлении <112>.

4.2.3 Слоистые симметричные упаковки рядов атомов А1 ориентации <110>.

4.2.4 Пример сетчатой упаковки металлического композита.

4.2.5 Ромб из атомов А1 в матрице интерметалл ид a Ni3Al.

4.3 Общий анализ оценки стабильности исследуемых в главе композитов.

V. КОМПОЗИТ, СОСТОЯЩИЙ ИЗ ПЛАСТИЧНОЙ МАТРИЦЫ и

ВЫСОКОПРОЧНЫХ ПРОСЛОЕК.

5.1. Композит, состоящий из А1 -ой матрицы и Ni - ых включений.

5.1.1 Включение рядов Ni в направлении <110>.

5.1.2 Композит, состоящий из А1-ой матрицы и Ni-ых рядов в направлепии<112>

5.1.3 Композит, состоящий из А1-ой матрицы и Ni -ых включений типа ромба.

5.1.4 Сетчатая упаковка композита.

5.2 Композит, состоящий из А1 -ой матрицы и Ni3Al - ых включений.

5.2.1 Включение рядов Ni3Al в направлении <110>.

5.2.2 Включение рядов Ni3Al в направлении <112>.

5.2.3 Композиционный материал из матрицы А1 и прослойки Ni3Al в виде ромба

5.2.4 Пример сетчатой упаковки кристалла композита.

Как правило, новые материалы появляются в результате естественного стремления проектировщиков улучшить характеристики эксплуатируемых конструкций, а будучи освоенными, они открывают новые возможности для разработки принципиально новых конструкций и технологических процессов.

Среди новых материалов особое место занимают композиционные материалы, обладающие целым комплексом различных свойств, рациональное сочетание которых позволяет получать оптимальные конструкции. Под композиционными материалами понимают многофазные материалы, состоящие из двух или большего числа компонентов. Компоненты их сохраняют свою индивидуальность, между компонентами существуют границы раздела. Особенностью композиционных материалов является то, что они обладают возможностью объединения полезных свойств отдельных компонентов и в тоже время проявляют новые свойства, отличные от свойств компонентов. Сочетание высоких прочностных свойств и минимального удельного веса обуславливает широкое применение композиционных материалов. Подбором соответствующих условий нагрева, термообработки, отжига можно регулировать изменения структуры и свойств композиционных материалов в широких пределах. Свойства таких материалов во многом зависят от структуры и стабильности межфазной границы, как важной составляющей такой системы. Структура межфазной границы может меняться при внешнем воздействии, в частности в различных видах деформации. Наиболее динамично структура межфазной границы может меняться в процессе различного типа термоактивируемого воздействия, в таких случаях основным элементом перестройки границ является диффузия, изучение процессов которой на микроскопическом уровне, связано в первую очередь со сложностью проведения соответствующих экспериментов. Реальные эксперименты позволяют изучать диффузию в композиционных материалах, как правило, по начальным и конечным состояниям структуры, что дает лишь косвенное представление о тех или иных механизмах диффузии. В связи с этим возникает необходимость построения теоретических моделей композиционных материалов, которые позволили бы определить не только осредненные характеристики, но и описать локальную структуру процессов, происходящих в таких средах под действием связанных полей.

Для детального и более наглядного изучения механизмов диффузии в настоящее время все более интенсивно применяются методы компьютерного моделирования, позволяющие отслеживать траектории смещений атомов и получать подробные картины реализации в динамике отдельно взятых диффузионных механизмов. Данный метод является дополнением к известным экспериментальным и теоретическим методам исследования, зачастую выступая в роли связующего звена между ними. Компьютерная модель может служить как средством апробации теоретических представлений, так и, наоборот, объяснять или прогнозировать явления, ранее не освещенные теорией и экспериментом в полной мере.

Таким образом, представляется актуальным исследование на микроскопическом атомном уровне стабильности межфазных границ композиционных материалов и нанокомпозиционных материалов методом компьютерного моделирования для анализа и подтверждения теории и реальных экспериментов в физике конденсированного состояния.

Целью работы является исследование стабильности на атомном уровне межфазных границ в металлических композиционных материалах с помощью метода молекулярной динамики.

Диссертация состоит из введения, пяти глав и заключения.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

В диссертационной работе проведено исследование стабильности межфазных границ композиционных материалов в двумерной системе Ni-Al.

1. Температура .начала структурной перестройки в композитах, состоящих из матрицы Ni и Ni3Al-bix включений, а также из матрицы Ni3Al и включений Ni близка к температурам плавления матрицы. Форма включений в этом случае играет незначительную роль. Наиболее стабильными являются композиты, составленные в виде матрицы и включений, представленных одним иди несколькими рядами в направлении <110>.

2. Обнаружено, что форма включений в матрицу существенно влияет на температуру начала структурной перестройки в композиционных материалах Ni3Al-Al, Ni-Al. Наиболее стабильными являются композиционные материалы исследуемых систем при включении малого количества рядов в направлении <110> и <112>. Температура начала диффузионных процессов в таких системах при включении одного - двух рядов А1 в интерметаллид Ni3Al составляет 1900-2000К, при включении одного-двух рядов А1 в матрицу Ni - 2000-2100К. Увеличение количества рядов снижает температуру начала структурной перестройки до 1200К, 1400К, соответственно. При включении нечетного количества рядов А1 в интерметаллид Ni3Al в направлениях <110> и <112> установлено, что в случае биатомного типа межфазной границы уменьшается температура начала структурной перестройки исследуемой системы на 100-150К по сравнению с моноатомной. Включение А1 в виде ромба в матричные материалы Ni, Ni3Al уменьшает температуру начала структурной перестройки уже до 600К. Этот эффект прежде всего связан с тем, что приграничные атомы, находятся в более глубоких потенциальных ямах, вследствие чего возникает запирающий слой, препятствующий возникновению диффузии. При увеличении размера А1 -ого включения, оно начинает играть роль демпфирующих прослоек, на которых происходит поглощение энергии внешнего воздействия за счет пластической деформации.

3. В композитах, составленных из матрицы А1 и включений Ni или Ni3Al, форма включений также играет роль. При включении рядов в направлении <110> и <112> температура начала структурной перестройки повышается на на 250-300К. При увеличении количества рядов температура монотонно снижается и стабилизируется на уровне 1100К, что соответствует тестовой температуре плавления А1, определенной в гл.2. Включение прослоек Ni, Ni3Al в виде ромба, а так же сетчатая упаковка снижает температуру стабильности таких систем до 500-600К.

4. Показано, что механизмы диффузионных превращений зависят от структуры композиционного материала, температуры импульсного разогрева и времени компьютерного эксперимента. Структурная перестройка в композиционных материалах Ni-Ni3Al, Ni3Al-Ni осуществляется за счет действия кольцевых и краудионных механизмов диффузии. При повышении температуры импульсного разогрева появляются и рекомбинируют динамические пары Френкеля, вносящие весомый вклад в процесс разупорядочения композиционного материала. В композиционном материале Ni-Al, Ni3Al-Al преобладают кольцевые механизмы диффузии, смещения атомов по краудионному механизму. При повышении температуры, наблюдается миграция атомов вблизи ядер дислокаций несоответствия. В композитах системы Al-Ni, Al-Ni3Al преобладают дислокации несоответствия вблизи межфазной границы вызывающие структурную перестройку системы.

5. Установлено, что точечные дефекты значительно снижают температуру начала диффузионных процессов в исследуемых композиционных материалах.

1. Достижения в области композиционных материалов: Пер. с англ./ Под ред. Дж. Пиатти. М.: Металлургия, 1982.-304с.

2. Пушин В.Г., Королева Т.Г., Юрченко Л.И. Нанокристаллические сплавы никеля-титана новый класс материалов с ЭПФ // Сб. научных трудов Екатеринбург: Уро РАН, 1999.- С. 373-376.

3. Шерендо Т.А., Астраханцев Ю.Г., Нехорошнов В.Л., Шулина В.В., Потапов А.П. Использование нанокристаллических и аморфных сплавов в скважинных феррозондовых магнитометрах // Сб. научных трудов Екатеринбург: Уро РАН, 1999.- С. 376-381.

4. Маркин В.Б. Строительная механика композитных конструкций: Уч. Пособие. Барнаул: Изд-во АлтГТУ, 2004.-180с.

5. Д.И. Бардзокас, А.И. Зобнин. Математическое моделирование физических процессов в композиционных материалах периодической структуры. М.: Мир, 2001.-374с.

6. Берлин Ал.Ал. Современные полимерные композиционные материалы (ПМК) // Соросовский Образовательный Журнал. 1995.- № 1.-С. 57-65.

7. Справочник по композиционным материалам: В 2 кн.: Пер. с англ.: / Под ред. Дж. Любина.-М.: Машиностроение, 1988.- Кн. 1. 448 е.; Кн. 2. 584с.

8. Потекаев А.И. , Наумов И.И., Кулагина В.В., Удодов В.Н., Великохатный О.И., Еремеев С.В. Естественные длиннопериодические наноструктуры /Под общ. Ред. Потекаева. Томск: Изд-во НТЛ, 2002,- 260с.

9. Ю.Кербер М.Л. Композиционные материалы. Химия, 1999.- 278с.

10. Композиционные материалы: Справочник / В.В. Васильев, В.Д. Протасов, В.В. Болотин и др.; под общ. ред. В.В. Васильева, Ю.М. Тарнапольского. М.: Машиностроение, 1990.-512с.

11. Современные композиционные материалы: Пер. с англ. / Под ред. JI. Браутмана, Р. Крока. М.: Мир, 1970.- 672с.

12. И.Зернограничная диффузия и свойства наноструктурных материалов / Ю.Р. Колобов, Р.З. Валиев, Г.П. Грабовецкая и др. — Новосибирск: Наука. СИФ РАН, 2001.- 175с.

13. М.Сендецки Дж. Механика композиционных материалов. Т2. Изд. Мир М. 1978,- 235с.

14. Волоконные композиционные материалы: Пер. с англ. / Под ред. Дж. Уиктна, Э.Скала. М.: Металлургия, 1978.- 240 с.

15. Цирлин Н.К. Непрерывные неорганические волокна для композиционных материалов. М.: Металлургия, 1992.- 206с.

16. Андриевский Р.А., Глезер A.M. Размерные эффекты в нанокристаллических материалах. // Сб. научных трудов Екатеринбург: Уро РАН, 1999.- С. 7-12.

17. Александров И.В., Еникеев Н.А. Компьютерное моделирование как инструмент исследования процессов получения структуры и свойств наноматериалов // Сб. научных трудов Екатеринбург: Уро РАН, 1999. С. 1926.

18. Гусев А.И. Нанокристаллические материалы: Методы получения и свойства. //Екатеринбург УрОРАН, 1998.- 148с.

19. Миллер Т.Н., Нитриды-методы получения, свойства и области применения, в 2т. Рига, 1984.- Т.1.- с.8.

20. Гусев А.И., Петров Ю.И. Кластеры и малые частицы. М.:Наука, 1986.-124с.

21. Chorley R.W., Lednor P.W. Synthetic routes to high surface area non-oxide materials //Advanced Mater. 1991.- V.3, №10.- P.474- 485.

22. Rosetti R, Ellison J.L., Gibson J. M., Braus L.E. Size effects in the excited electronic states of small colloidal CdS crystallites // J.Chem. Phys, 1984.- V.80, №9.- P.4464 4469.

23. Хаггерти Ж., Коннон У. Индуцируемые лазером химические процессы. -М.:Наука, 1984.- 183с.

24. Casey D.L., Haggerty J.S. Laser-induced vapour-phase synthesis of titanium dioxide // J. Mater. Sci. 1987.- V.22, №2.- P.737-744.

25. Bauer R.A., Becht J.G.M., Kruis F.E., et al. Laser Synthesis of Low-Agglomerated Submicrometer Silicon Nitride Powders from Chlorinated Silanes // J.Amer. Ceram. Soc.1991.- V.74, №11.- P.2759 2763.

26. Suzuki M., Maniette Y., Nakata Y., Okutani T. Synthesis of Silicon Carbide-Silicon Nitride Composite Ultrafine Particles Using a Carbon Dioxide Laser // J. Amer. Ceram. Soc.1993.- V.76, №5.- P.l 195 -1199.

27. Herron N., Colobrese J.C., Forneth W.E., Wang Y. Crystal Structure and Optical Properties of Cd32Si4(SC6H5)36. DMF4, a Cluster with a 15 Angstrom CdS Core // Science. 1993.- V.259, №5100.- P.1426 -1428.

28. Kuczynski J., Thomas J.K. Surface effects in the photochemistry of colloidal calcium sulfide // J. Phys. Chem 1983.- V.87, №26.-P,5498 -5503.

29. Wang Y., Suna A. J., Mchugh J. et al. Optical transient bleaching of quantum-confined CdS clusters: The effects of surface-trapped electron-hole pairs // J.Chem. Phus. 1990.-V.92, №11.- P.6927 6939.

30. Морохов И.Д., Трусов Л.И., Чижик С.П., Ультрадисперсные металлические среды. М. Атомиздат, 1997.-123с.

31. Исламгалиев Р.К., Валиев Р.З. Деформационное поведение наноструктурных материалов. // Сб. научн. трудов. Екатеринбург: Уро РАН, 1999.- С. 95-103.

32. Носкова Н.И., Корзникова А.В., Идрисова С.Р. Структура, твердость и особенности разрушения нанострукутрных материалов // Сб. научн. трудов. Екатеринбург: Уро РАН, 1999.- с.24.

33. Колобов Ю.Р., Грабовецкая Г.П., Иванова М.Б., Валиев Р.З., Jloy Т.С., Диффузия и связанный с ней эффект инициированной диффузией ползучести наноструктурных материалов. Сб. научн. трудов. Екатеринбург: Уро РАН, 1999.- с. 165.

34. Матвеева Н.М., Козлов Э.В. Упорядоченные фазы в металлических системах. М.: Наука, 1989.- 247с.

35. Новое в синергетике: Взгляд в третье тысячелетие. М.: Наука, 2002.- 478с.

36. Полетаев Г.М. Исследование процессов взаимной диффузии в двумерной системе Ni-Al. Диссертации на соискание ученой степени кандидата физ.-мат. наук, Барнаул, 2002.- 186с.

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

38. Бокштейн Б.С., Бокштейн С.З. Жуковицкий А.А. Термодинамика и кинетика диффузии в твердых телах. М.: Металлургия, 1974.- 280с.

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

40. Угасте Ю.Э., Журавска В.Я. Процессы диффузии и фазообразование в металлических системах. Красноярск: Изд-во Красноярского ун-та, 1985.-112с.

41. Клингер JI.M. Диффузия и гетерофазные флуктуации // Металлофизика, 1984, Т.6, № 5.- С. 11-18.

42. Герцрикен С.Д. Дехтяр Н.Я. Диффузия в металлах и сплавах в твердой фазе. -М.: Гос. изд-во физ.-мат. литературы, I960.- 564с.

43. Маннинг Дж. Кинетика диффузии атомов в кристаллах. М.: Мир, 1971.-278с.

44. Лариков Л.Н., Носарь А.И. Самодиффузия в интерметаллических соединениях со слоистой структурой // Металлофизика и новейшие технологии, 1995, Т.17, №2.- С.37-42.

45. Лариков Л.Н., Носарь А.И. Самодиффузия в интерметаллических соединениях типа №з№>// Металлофизика и новейшие технологии, 1995, Т.17, №3.-C.3-7.

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

47. Штремель М.А. Прочность сплавов. Ч 2. Деформация. М.: МИСИС, 1997.-526с.

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

49. Т.Брум, Р.К. Хам. Влияние точечных дефектов решетки на некоторые физические свойства металлов. // Сб. научных трудов «Вакансии и другие точечные дефекты в металлах и сплавах» под ред. В.М. Розенберга М.-1961. -С. 47-51.

50. Чувильдеев В.Н. Микромеханизм зернограничной самодиффузии в металлах. Часть I. Свободный объем, энергия и энтропия большеугловых границ зерен// ФММ, 1996, Т.81, №2.- С. 5-14.

51. Полетаев Г.М., Старостенков М.Д., Пацева Ю.В., Козлов Э.В. Молекулярно-динамическое исследование самодиффузии в двумерных металлах// Сб. трудов междунар. симпозиума ODPO-2003 "Порядок, беспорядок и свойства оксидов", Сочи, 2003.- С.146-148.

52. Глейтер Г., Чалмерс Б. Большеугловые границы зерен/ Пер. с англ. М.: Мир, 1975.-376с.

53. Чувильдеев В.Н. Микромеханизм деформационно-стимулированной зернограничной самодиффузии. Часть I. Влияние избыточного свободного объема на свободную энергию и диффузионные параметры границ зерен// ФММ, 1996, Т.81, №5.-С. 5-13.

54. Бокштейн С.З. Строение и свойства металлических сплавов. М.: Металлургия, 1971.-496с.

55. Бокштейн С.З., Болберова Е.В., Игнатова И.А., Кишкин С.Т., Разумовский И.М. Влияние величины несоответствия параметров решеток фаз на диффузионную проницаемость межфазных границ // ФММ, 1985, Т.59, №5.-С.938-942.

56. Тхорик Ю.А., Хазан J1.C. Пластическая деформация и дислокации несоответствия в гетероэпитаксиальных системах. Киев: Наукова Думка, 1990.-321с.

57. Микаелян К.Н., Гуткин М.Ю., Айфантис Е.С. Краевые дислокации у межфазных границ в градиентной теории упругости // ФТТ, 2000, Т.42, №9.- С. 1613-1620.

58. Орлов А.Н. Введение в теорию дефектов в кристаллах. М.: Высш. шк., 1983.- 144с.

59. Крессел Г., Нельсон Г. Свойства и применения пленок соединений элементов групп III и V, полученных эпитаксией из жидкой фазы. В кн.: Физика тонких пленок. - М: Мир, 1977.- С. 133-283.

60. Филлипс Дж. Химия и физика границ раздела твердых тел. В кн.: Тонкие пленки. Взаимная диффузия и реакции - М: Мир, 1982.- С. 59-70.

61. Дудник Е.А. Классификация точечных дефектов и их комплексов в двумерной гексагональной кристаллической решетке интерметаллида типа №зА1. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук, Барнаул, 2002.-199 с.

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

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

64. Старостенков М.Д., Денисова Н.Ф., Полетаев Г.М., Попова Г.В., Холодова Н.Б. Компьютерный эксперимент: его место, методы, проблемы, некоторые достижения в физике твёрдого тела // Вестник КарГу им. Букетова, 2005. -Т.40, №4. СЛОМ 13.

65. Arroyo P.Y. and Joud C. Etude de la segregation superficielle dans les alliages de substitution par la method de Monte Carlo. I. Aspects generaux // J. Physigue. 1987, V.48. P.l721-1731.

66. Arroyo P.Y. and Joud C. Etude de la segregation de surface dans des alliages de substitution par la method de Monte Carlo. II. Applications aux systemes binaire et ternaire //J. Physigue. 1987, V.48. P.1733-1740.

67. Vives Eduard, Planes Antoni. Kinetics of a vacancy-driven order-disorder transition in a two-dimensional binary alloy // Phys. Rev. Lett. 1992, V.68, №6. -P.812-815.

68. Вакс В.Г. Кинетические явления в упорядочивающихся сплавах. // Соросовский Образовательный Журнал. 1997. № 8. С.105-115.

69. Лихачев В.А., Шудегов В.Е. Принципы организации аморфных структур.-СПб.: Изд-во С.-Петербургского университета, 1999. 228 с.

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

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

72. Костромин Б.Ф., Плишкин Ю.М., Подчиненов И.Е., Трахтенберг И.Ш. Установление связи параметров диффузии с микроскопическими характеристиками точечных дефектов методом машинного моделирования// ФММ, 1983, Т.55, №3. С.450-454.

73. Смитлз К.Дж. Металлы: Справ. М.: Металлургия, 1980. - 447 с.

74. Дмитриев С.В., Старостенков М.Д., Жданов А.Н. Основы кристаллогеометрического анализа дефектов в металлах и сплавах. Барнаул: Изд-во АлтГТУ, 1995. - 256 с.

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

76. Физическое металловедение/ Под. ред. Р. Кана, Т.З М.: Мир.- 1968. - 342с.

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

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

79. Михайлин А.И., Слуцкер И.А., Метод молекулярной динамикиза пределами микроканонического ансамбля // Моделирование на ЭВМ радивционных дефектов в металлах. Тематический сборник. -JL: Изд-во ФТИ, 1980.-С. 38-60.

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

81. Овчаренко B.E., Боянгин E.H. Влияние содержания алюминия на термограмму синтеза интерметаллида N13AI в режиме теплового взрыва// ФГВ, 1998, Т.34, №6.- С. 39-42.

82. Денисова Н.Ф. Компьютерное моделирование термоактивируемой структурной перестройки в бикристалле Ni-Al Диссертации на соискание ученой степени кандидата физ.-мат. наук, Барнаул, 2006,- 169 с.

83. Старостенков М.Д., Кондратенко М.Б, Холодова Н.Б., Полетаев Г.М., Демина И.А. Безвакансионный механизм диффузии в двумерном кристалле никеля.//Изв. вуз. Черная металлургия, изд.МИСИС, 2004,- №12. С.33-35.

84. Старостенков М.Д., Скаков М.К., Попова Г.В. Компьютерный эксперимент по исследованию механизмов разупорядочения металлического композита (Ni3Al-Ni) // Вестник КарГу им. Букетова, 2005.- №3, С. 36-40.

85. Старостенков М.Д., Скаков М.К., Попова Г.В. Компьютерный эксперимент по исследованию стабильности интерметаллических соединений системы Ni Al // Вестник КарГу им. Букетова, 2004, №4. С. 112-117.

86. Старостенков М.Д., Попова Г.В., Полетаев Г.М., Синяев Д.В. Исследование температурных интервалов стабильности межфазных границ в двумерных металлических композитах Ni3Al-Ni // Изв. Вузов. Чернаяметаллургия, 2006.- №6.- С.24-27

87. Старостенков М.Д., Скаков М.К., Попова Г.В. Исследование термоактивируемой стабильности двумерных металлических композитов // Сб. тезисов XLIII международной конференции «Актуальные проблемы прочности», г. Витебск, Беларусь, ч.2, 2004. С. 122.

88. Попова Г.В. Механизмы разупорядочения двумерного кристалла металлического композита (Ni3Al-Ni) // Тезисы 59 научно практической конференции молодых учёных, г. Алматы, 2005. - С.72.

89. Старостенков М.Д., Скаков М.К., Попова Г.В. Исследование механизмов разупорядочения металлического композита Ni3Al-Ni // Вестник Каз. НТУ им. К.И. Сатпаева, №4,2005.- С. 134-139.

90. Старостенков М.Д., Скаков М.К., Попова Г.В. Компьютерное исследование стабильности интерметаллида Ni3Al в зависимости от температуры // Тезисы 4 -Международной школы семинара «Физика конденсированного состояния» г. Усть-Каменогорск, 2004,- С. 119-121.

91. Старостенков М.Д., Скаков М.К., Попова Г.В. Компьютерный эксперимент по исследованию механизмов разупорядочения металлического композита (Ni3Al-Ni) // Тезисы 5-Международной конференции «Ядерная и радиационная физика» г. Алматы, 2005.- С 355-356.

92. Старостенков М.Д., Скаков M.K., Попова Г.В. Исследование стабильности межфазных границ в двумерном металлическом композите Ni3Al Al // Вестник Каз НУ им. Аль - Фараби, серия «Физика» №1, 2005г. С.97-101.

93. Старостенков М.Д., Скаков М.К., Гурова Н.М., Попова Г.В. Исследование стабильности интерметаллических соединений системы Ni Al. // Региональный Вестник Востока, 2004, №1.- С. 29-36.

94. Попова Г.В., Старостенков М.Д. Исследование стабильности композиционных материалов системы Ni-Al // Тезисы 9-ой Международной научной конференции «Физика твердого тела» г. Караганда, 2006.- С. 118-119.