Точечные дефекты и их роль в процессах разупорядочения двумерного интерметаллида Ni3Al тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

ХОЛОДОВА НАТАЛЬЯ БОРИСОВНА*

ТОЧЕЧНЫЕ ДЕФЕКТЫ И ИХ РОЛЬ В ПРОЦЕССАХ РАЗУПОРЯДОЧЕНИЯ ДВУМЕРНОГО ИНТЕРМЕТАЛЛИДА

№зА1

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Специальность 01 04 07 - физика конденсированного состояния

Барнаул - 2007

003071196

Работа выполнена в Алтайском государственном техническом университете им И Ползунова

Научный руководитель доктор физико-математических наук,

профессор, Старостенков М Д

Официальные оппоненты

доктор физико-математических наук, профессор, Демьянов Б Ф кандидат физико- математических наук, доцент, Рудер Д Д

Ведущая организация Томский государственный архитектурно-

строительный университет

Защита состоится "24" мая 2007г в 14 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 "24 "апреля 2007 г

Ученый секретарь диссертационного совета кандидат физико-математических наук, доцент

Романенко В В

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Упорядочивающиеся сплавы и интерметаллиды в настоящее время играют важную роль, так как обладают рядом уникальных свойств по сравнению* с другими материалами Это, в первую очередь, положительная зависимость предела текучести, обнаруженная в некоторых интерметаллидах и, в частности, в №3А1 Такое специфическое свойство значительно расширяет возможности применения данных интерметаллидов в качестве конструкционных материалов, в том числе для изготовления лопаток реактивных двигателей Однако в этой области имеется много проблем Физико-механические свойства интерметаллидов напрямую зависят от таких факторов как атомное упорядочение и фазовые превращения типа «порядок-беспорядок», происходящие в системе Кроме того, общеизвестно, что реальные кристаллы характеризуются наличием в них различных несовершенств и дефектов кристаллической решетки Они, в свою очередь, являются инициаторами структурно-энергетических превращений, реализующихся в кристаллах, поэтому изучение такого рода процессов представляется одной из основных задач для современных исследований в физике конденсированных состояний

Важную роль во многих процессах, протекающих в металлах и сплавах, играет диффузия Изучение диффузии является одним из наиболее универсальных и чувствительных инструментов исследования характеристик дефектов Многообразие дефектов и механизмов их миграции влечет за собой многообразие диффузионных механизмов В настоящее время известны следующие механизмы диффузии вакансионный, краудионный, простой межузельный, межузельный механизм вытеснения, простой обменный, циклический обменный или кольцевой На текущий момент имеется достаточно много информации о характеристиках диффузии в кристаллах с ГЦК и ОЦК решеткой, а также в полупроводниках При этом для многих металлов в определенном диапазоне температур обнаружено отклонение от закона Аррениуса -значения энергии активации и предэкспоненциального множителя для области средних и высоких температур оказываются различными Кроме того, в сплавах диффузионный процесс протекает значительно сложнее, чем в чистых металлах Это связано с большим разнообразием несовершенств структуры и механизмов их миграции Таким образом, пока не существует однозначного мнения относительно распределения ролей каждого из механизмов диффузии в процессах, протекающих в упорядочивающихся и интерметаллических системах

Изучение природы фазовых превращений невозможно без знания механизмов, с помощью которых реализуются такие процессы На протяжении длительного времени исследования свойств интерметаллидов проводились двумя основными методами с помощью реального

эксперимента и теории Но эти методы, наряду с явными преимуществами, имеют ряд недостатков Например, в реальных условиях можно оценить только начальное и конечное состояние исследуемого образца, что не дает возможности в динамике проследить процессы, протекающие в системе Кроме того, некоторые изменения, происходящие в кристаллах, такие, как старение, требуют значительных промежутков времени, что также является проблематичным при использовании натурного эксперимента Поэтому, в настоящее время для исследования подобных явлений успешно применяются различные методы компьютерного моделирования, которые дают возможность исследования динамики структурно-энергетических изменений, происходящих в кристаллах на атомном уровне Компьютерный эксперимент является одновременно и дополнением, и связующим звеном между реальным экспериментом и теорией

В настоящей работе использовался метод молекулярной динамики Данный метод имеет некоторые преимущества по сравнению с другими, так как атомы в нем не привязаны к узлам идеальной кристаллической решетки Передвижения атомов описываются с помощью дифференциальных уравнений движения Ньютона Это позволяет наиболее реалистично моделировать диффузию и исследовать механизмы диффузии с участием различных дефектов структуры Кроме того, в методе молекулярной динамики время соизмеримо с реальным, а это, в свою очередь, позволяет достаточно просто получать значения коэффициентов диффузии и другие характеристики, связанные со временем

В связи с вышеизложенным, весьма актуальным представляется исследование особенностей фазовых переходов типа «порядок-беспорядок» в упорядочивающихся сплавах и интерметаллидах на атомном уровне

Целью настоящей работы является изучение влияния точечных дефектов на процессы разупорядочения в двумерном кристалле интерметаллида ИнА]

Для достижения данной цели были поставлены следующие задачи

1. Исследование механизмов и условий возникновения диффузии и процесса разупорядочения в идеальном двумерном кристалле

2 Изучение влияние вакансий, точечных дефектов внедрения и их комплексов на условия возникновения диффузии и процесса разупорядочения в двумерном интерметаллиде №3А1

3 Изучение условий аннигиляции, стабильности и агрегатизации точечных дефектов в парах Френкеля и их влияние на процессы разупорядочения в двумерном интерметаллиде №3А1

Научная повита диссертационной работы заключается в выявлении методом молекулярной динамики начала кинетики процессов разупорядочения в интерметаллиде №3А1 Исследовано влияние

различных механизмов диффузии на процессы разупорядочения в бездефектных кристаллах, а также в кристаллах, содержащих различные типы точечных дефектов и их комплексы

Обнаружено, что в первоначально бездефектном кристалле диффузионные процессы могут осуществляться за счет образования и аннигиляции динамических короткоживущих пар Френкеля Одиночные точечные дефекты имеют тенденцию к агрегатизации и образованию комплексов, которые, перемещаясь как единое целое, приводят к нарушению порядка в кристалле, однако с течением времени эти комплексы могут распадаться, и каждый точечный дефект начинает вносить самостоятельный вклад в процесс разупорядочения

Установлено, что различные типы точечных дефектов и их комплексы в целом снижают температурные интервалы стабильности системы, причем каждый из рассмотренных дефектов играет различную роль в процессах фазового превращения «порядок-беспорядок»

Научная и практическая ценность диссертационной работы заключается в том, что полученные результаты могут быть использованы для развития теории диффузии и процессов фазообразования, для создания математических моделей диффузионных процессов, учитывающих вклад обнаруженных в настоящей работе механизмов диффузии Данные, полученные при определении температурных интервалов начала кинетики процесса разупорядочения, могут быть использованы для последующих исследований физических и механических свойств интерметаллидов системы №-А1 Сведения, полученные в настоящей работе, могут быть полезны экспериментаторам для более глубокого понимания процессов старения материала, которые непосредственно связаны со структурной перестройкой, а так же являются одним из показателей устойчивости реально работающих систем На защиту выносятся следующие положения:

1 Существует определенный температурный интервал между началом процесса диффузии и началом процесса разупорядочения в интерметаллиде №3А1, зависящий от типов точечных дефектов и их концентраций

2 Вклад, вносимый комплексами двух вакансий либо двух внедренных атомов в процесс разупорядочения, является примерно в два раза большим, чем вклад, вносимый соответствующим одиночным точечным дефектом

3 Существует критическая температура, ниже которой точечные дефекты образуют агрегаты дивакансии и пары внедренных атомов, а выше которой могут существовать раздельно

Апробация работы Результаты работы доложены и обсуждены на следующих научных конференциях

- VII Международная школа-семинар «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах Компьютерное моделирование», Усть-Каменогорск, Казахстан, 25-29 июня 2003,

- XV Международная конференция «Физика прочности и пластичности материалов», Тольятти, Россия, 30 сентября - 3 октября 2003 г,

- Международная научно-техническая конференция «Индустриально-инновационная политика - новый этап развития Казахстана», Усть-Каменогорск, Казахстан, 6-8 ноября 2003 г,

- China-Russia Seminar on Materials Physics Under Ultra- conditions Yanshan University, Qin Huangdao, China, November 26-29, 2003 ,

- Международная конференция «Вычислительные и информационные технологии в науке, технике и образовании», Усть-Каменогорск, Казахстан, 11-14 сентября 2003 г ,

- 6-я Всероссийская научная конференция «Краевые задачи и математическое моделирование», Новокузнецк, Россия, 29 ноября-1 декабря 2003 г,

- 4th International Conference on materials structure and micromechamcs of fracture, Brno, Czech Republic, 2004,

- Ill Международная конференция "Фазовые превращения и прочность кристаллов" совместно с XIV заседанием московского семинара "Физика деформации и разрушения твердых тел", Черноголовка, Россия, 2004 г,

7-й Международный симпозиум «Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах» ОМА - 2004, Сочи, Россия, 2004 г ,

- XLII Международная конференция «Актуальные проблемы прочности», Калуга, Россия, 2004 г,

- 8-я Международная конференция «Физика твердого тела», Алматы, Казахстан, 23-26 августа 2004 г ,

- VI Международная научно-практическая конференция «Проблемы развития литейного, сварочного и кузнечно-штампового производства», Барнаул, Россия, 2004 г ,

- Spring Meeting European Material Research Society (E-MRS 2004) Strasbourg, France, 2004,

- Helsinki University of Technology, Espoo, Cosires 2004 Finland Helsinki-2004,

- TMS 2005 134lh Annual Meeting & Exhibition Moscone West Convention Center, San Francisco, CA. February 13-17, 2005,

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

- МММ Third International Conference Multiscale Materials Modeling, Freiburg, Germany, 2006,

- 9-я Международная научная конференция 25-27 мая 2006, Караганда, 2006,

- E-MRS Fall Meeting, Warsaw, Poland, 4th-8th September, 2006,

- Международная конференция MESOMECH'2006 Физическая мезомеханика, компьютерное конструирование и разработка новых материалов, Томск, Россия, 19-22 сентября 2006 г ,

- IX Международная школа-семинар «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах», Барнаул, Россия, 9-12 октября 2006г

Публикации. Результаты работы опубликованы в 12 статьях в центральных и зарубежных изданиях и 21 тезисе докладов

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения и списка литературы из 202 наименований Работа изложена на 235 страницах машинописного текста, содержит 3 таблицы и 184 рисунка

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обосновывается актуальность и практическая ценность выбранного направления исследований Сформулирована цель диссертационной работы, описана научная новизна, практическая ценность Приведены основные защищаемые положения и краткое содержание работы по главам

В первом разделе первой главы перечислены основные свойства и области применения интерметаллидов Приводится обзор известных в настоящее время методов их практического получения, представлены преимущества и недостатки этих методов Следующий раздел содержит описание имеющихся на данный момент теоретических представлений о механизмах диффузии в кристаллах, приведены схемы различных механизмов, дается краткое описание экспериментальных методов исследования диффузионных процессов Перечислены первичные типы дефектов в реальных кристаллах, представлена схема различных точечных дефектов, которые могут содержаться в двумерном кристалле В третьем разделе дается обоснование применения компьютерного моделирования в исследованиях в физике конденсированного состояния Представлено описание существующих методов компьютерного моделирования на микроуровне, обоснован выбор метода молекулярной динамики в рамках исследований, проведенных в настоящей работе Изложены основные положения, использованные для построения компьютерной модели

В предпоследнем разделе первой главы приводится обзор некоторых результатов компьютерного моделирования, полученных при проведении исследовании в рамках настоящей проблемы В конце настоящей главы сформулированы основные задачи диссертационной работы

Во второй главе приводятся результаты исследований возможности возникновения самодиффузионных процессов в идеальном кристалле чистого никеля, когда в нем отсутствуют какие-либо дефекты и

несовершенства, безвакансионного механизма диффузии, имеющего место при высоких температурах. Была выполнена серия экспериментов, в которых кристалл исследовался при различных температурах и временах импульсного разогрева. Возникновение диффузионных процессов было обнаружено, начиная с температуры 1700 К, то есть ниже экспериментального значения температуры плавления никеля - 1728 К. Механизм переноса масс в кристалле представлял собой кольцевое перемещение атомов по шестиугольнику ближайших соседей и краудионные смещения атомов из положения равновесия. Коэффициент диффузии при данной температуре соответствовал величине 0,135-10" им2/с. Было установлено, что вклад в коэффициент диффузии вносят только кольцевые переходы. До зарождения кольцевых перемещений, даже при значительной интенсивности краудионных смещений, коэффициент диффузии равен нулю. Было обнаружено, что появление кольцевых переходов является результатом возникновения и аннигиляция динамических пар Френкеля. Причем, по-видимому, время жизни каждой из вновь образованных пар Френкеля пропорционально длине замкнутой траектории перемещений атомов.

Следует отметить такую ситуацию, когда при образовании двух и более не аннигилировавших пар Френкеля, составляющие их точечные

Рисунок I - Картины структурной перестройки первоначально-идеального кристалла никеля при импульсном разогреве его до температуры: а) 1900 К в течение 200 пс, 1 - зоны вакансий, 2 - зона сегрегации межузельных атомов; б) 2100 К в течение 10 пс, 1 - одиночные вакансии, 2 - тривакансионный комплекс, 3 - дивакансионный комплекс

Из рисунка 1 (а) видно, что межузельные атомы могут объединиться в агрегат, представляющий собой зародыш нанокристалла, При этом было выявлено, что образование такого зародыша в зоне группирования межузельных атомов является выгодным и приводит к понижению общей энергии системы. Рисунок 1 (б) демонстрирует, что вакансии также могут объединяться и агрегаты, представляющие собой дивакансии, трннакансии и т. д.

Подобные свойства были обнаружены при исследовании двумерного идеального кристалла чистого алюминия, только при более низких температурах

В следующем разделе второй главы приведены результаты исследований процессов диффузии в первоначально 'бездефектном кристалле №3А1 Первые диффузионные процессы в двумерной решетке бездефектного сплава №3А1 были обнаружены при импульсном разогреве кристалла до температуры 1650 К в течение 100 пс компьютерного времени Механизм диффузии представлял собой кольцевые перемещения ближайшей шестерки атомов никеля относительно центрирующего атома алюминия Причем, данный механизм не приводил к разупорядочению системы, так как перемещения атомов осуществлялись по подрешетке никеля При повышении температуры импульсного разогрева бездефектного кристалла Ы13А1 до 1700 К были обнаружены замкнутые кольцевые перемещения атомов, соответствующие возникновению и аннигиляции динамической пары Френкеля С увеличением времени импульсного разогрева кристалла при этой температуре диффузионные процессы активизируются Это характеризуется увеличением числа траекторий коллективных перемещений атомов и их удлинением, что приводит к значительному увеличению областей разупорядочения и возникновению зародышей и кластеров новых интерметаллических фаз, таких как ЫьЛ1, №А1 и выделений чистого никеля

При проведении серии экспериментов с дальнейшим повышением температуры и времени импульсного разогрева расчетного блока первоначально бездефектного кристалла, в целом можно отметить увеличение доли разупорядоченной фазы, что демонстрирует рисунок 2

время, пс

—4-Т=1700 -И-Т1! 800 -6-Т=2000 -И-Т=2050

Рисунок 2 - Зависимость концентрации разупорядоченной фазы от времени импульсного разогрева кристалла №3А1 до различных температур

В третьей главе приводятся результаты исследования температурных и временных интервалов начала диффузионных процессов, имеющих место в структуре двумерного интерметаллида №3А\, содержащего одиночные вакансии и их комплексы

При импульсном раз о фе вс кристалла, содержащего одиночную вакансию в узле А1, первые зоны разу поря дочения обнаруживаются уже при температурах, порядка 900 К, Заметные во времени процессы разупорядочения при наличии в сплаве одиночной вакансии начинаются при температуре 1200 К. Для этой температуры было выполнено исследование процесса разупорядочения в зависимости от времени. Компьютерный Эксперимент показал, что вакансиониый механизм диффузии в данном случае является основным, зраектории смещений по этому механизму являются наиболее протяженными. Одновременно рядом с траекториями перемещений атомов по вакансионному механизму возникают краудионные и кольцевые механизмы перемещений атомов

Эксперименты, проводимые при различных температурах и временах импульсного разогрева, показали, что различие в типах стартовых одиночных »акансий в узлах А1 и N1 с ростом температуры и времени сглаживается. Так, например, при импульсном разогреве в течение 300 пс соотношение между долями областей разупорядочения в кристаллах, содержащих одиночные вакансии А1 и № равно соответственно для температуры 1200 К - 5:2, для температуры 1500 К - 4:3, для температуры 1700 К - 5:4.

При введении в расчетный блок кристалла двух одиночных вакансий компьютерный эксперимент показал, что они могут либо объединяться в комплекс, состоящий из центрирующего атома и трех близкорасположенных вакансий, либо передвигаться независимо друг от друга. Эти процессы зависят от стартового расстояния между вакансиями, от температуры и времени импульсного разогрева кристалла. Однако следует отметить и элемент случайного характера процесса диффузии атомов.

График 3 демонстрирует зависимость температуры, при которой происходит объединение двух вакансий в комплекс от расстояния между ними и от типа стартовых одиночных вакансий.

Координационная сфера

-»-М.-А1 —•——Л—А|-А|

Рисунок 3 - Зависимость температуры, при которой происходит объединение двух вакансий в комплекс от расстояния между ними

Из рисунка следует, что температура, при которой две вакансии объединяются в комплекс, возрастает независимо от стартового расстояния между ними и от типа начальных вакансий.

В последнем разделе третьей главы исследуется диффузионная подвижность дивакансий различного типа в зависимости от температуры при импульсном разогреве кристалла в течение 5 пс. Заметные структурные изменения в материале обнаруживаются при температуре 700 К, В процессе структурной перестройки кристалла при его импульсном разогреве до различных температур было замечено, что дивакансионный комплекс может передвигаться как единое целое, разупорядочивая при этом систему, либо распадаться на отдельные вакансии, которые начинают вносить независимый вклад в процесс структурной перестройки кристалла.

На рисунке 4 представлены графики зависимости концентраций разу порядочен ной фазы, образовавшейся при импульсном разогреве до различных температур расчетного блока кристалла, содержащего одиночную вакансию или дивакансию.

—♦—аак еА1 —О—в N1

а)

—О—N¡-N1 Т.К

б)

Рисунок 4 - Зависимость концентрации разу поря дочкиной фазы от температуры импульсного разофева при введении в кристалл а) ОДИНОЧНОЙ вакансии, б) дивакаксионного комплекса

Из рисунка видно, что концентрация разу порядочен ной фазы при введении в кристалл дивакансии примерно в два раза больше, чем в случае введения одиночной вакансии.

В четвертой главе приводятся результату исследований влияния точечных дефектов внедрения и их комплексов на процессы диффузии и разу поря дочения в сплаве №3Л1. Рассмотрены четыре комбинации одиночныя внедренных атомов, возможные в двумерном кристалле №3А1 (рисунок 5).

4 0 4 0 4* 01910 >44444 »4 * I #0 1-Г 4 '

Л Л * 4 Л I

iB)0

I»«««*

О 4 О i

» * # * i

040в ■ 4 4 4«|

г)010 4 0 rv

к 4

О 4 ¡7 4 О I 4 сГГо а) 144444 б)| 4444

I И III

Рисунок 5 — Различные варианты расположений внедренных атомов никеля и алюминия в кристалле Ni3AI: а) 1 конфигурация; б) II конфигурация; в) III конфигурация; г) IV конфигурация

4 - атом Ni, - атом AI Выявлено, что уже при температурах, близких к OK и течение времени, порядка 1пс происходит структурная перестройка материала, в результате чего устанавливается конфигурация из трех семиугольников ближайших соседей, центрированных атомом AI,

В следующем разделе настоящей главы представлены результаты исследований влияния точечных дефектов внедрения на процессы структурно-энергетической перестройки кристалла и н тер металл и да NijA! в зависимости от температуры и времени импульсного разогрева. Изменения фазового состава системы в зависимости от температуры при проведении процедуры релаксации представлены на рисунке 6.

—Ni2AI%

2

I 1,5

г та

1

I

? 0,5

о Ш frf

■ Разуп.ф.

%

■ NiAI%

500

1000

1500

т, к

Рисунок 6 - Изменения фазового состава расчетного блока кристалла №;|А1 с внедренным атомом № в зависимости от температуры при проведении процедуры релаксации

При малых временах импульсного разогрева (1 не) внедренный AI вызывает несколько большее разу пор яддчен не в системе, хотя

компьютерный эксперимент показал, что траектории коллективных атомных смещений при внедрении N1 оказываются более значительными. Этот факт объясняется тем, что в данном случае смещения атомов осуществляются в основном по подрететке №, что не вызывает разупорядочения в расчетном блоке кристалла.

При увеличении температуры и времени импульсного разогрева кристалла возрастает кониентрация разупорядоченной фазы, появляются зародыши и кластеры, новых интерметаллических фаз, среди которых преобладает фаза №3А1 Картины изменения концентрации различных фаз во времени в зависимости от температуры импульсного разогрева представлены на рисунке 7.

о 2оо 4оо боо воо 1000

—NÍ2AI.1G00K » Раауп ф ,1600« —й— Ni, 10КЮК Время, пс

*..... NtAI 1600К —w— Nt?AI,17O0K —•— Рлчуп ф 1 7СЮК

Ni 17О0К - NiAI 1700К

Рисунок 7 - Зависимость распределения фаз от времени импульсного разогрева кристалла, содержащего внедренный атом Al при температурах

1600 и 1700К.

На гистограмме {рисунок 8) показано распределение числа зародышей и кластеров фазы Ni2Ai при температуре 1600 К в зависимости от времени импульсного разогрева.

5 50 200 300 4M 500 600 700 900 900 IQ00

Время, пс

01 Ч Г а? зт 0 4 ¿3' ■ <;' пе эт. И7 ат П ,, И и ' ;:

Рисунок 8 - Распределение зародышей и кластеров фазы №}А] при импульсном разогреве кристалла, содержащего внедренный атом А1, до температуры 1600 К. в зависимости от времени Из рисунков видно, что с возрастанием времени импульсного разогрева до 200-300 пс увеличение концентраций фазы №2А1 происходит

за счет роста числа одиночных зародышей. У1ри больших временах импульсного разогрева число одиночных зародышей практически не изменяется, и дальнейший рост концентрации фазы №2А1 происходит за счет увеличения числа двойных, тройных и т.д. зародышей (то есть, за счет увеличения размеров кластеров). Подобная ситуация наблюдается и в случае разупорядоченной фазы: увеличение ее концентрации во времени происходит за счет роста областей разупорядочения, а не за счет образования новых областей.

При внедрении в расчетный блок кристалла двух отдельных межузельных атомов в различные положения были проведены исследования условий их агрегатизации в зависимости от расстояния между ними. Число возможных комбинаций пар межузельных атомов в двумерном кристалле равно 10, Алрегатизация точечных дефектов

внедрения может иметь место, если они будут преодолевать локальные поля деформации всестороннего сжатия. Компьютерный эксперимент показал, что при температурах ниже 1500 К точечные дефекты внедрения всегда агрегатизируются. Время агрегатизации зависит от того, каким оказывается стартовое направление перемещений внедренных атомов. Если па старте направления перемещений оказываются направленными навстречу друг другу, то процесс сближения точечных дефектов, на расстояниях, когда еще проявляется эффект динамического взаимодействия между ними, будет реализован достаточно быстро. В других случаях, особенно тогда, когда стартовые направления перемещений атомов расходятся, появляется возможность независимого движения точечных дефектов без их объединения в комплексы. Можно заметить, что расстояние, на котором проявляется эффект взаимодействия между внедренными атомами, будет несколько расширяться с ростом температуры и времени разогрева кристалла.

На рисунке 9 представлены зависимости концентрации

разупорядоченной фазы в кристалле при внедрении одного и двух атомов.

»

Разуп.

ф.%

2000 Т. К

а)

■ М)А1%

т,к

б)

-♦-8 ат. рядов -¡а- 12 ат. рядов Рисунок 9 - Зависимость концентрации образующихся фаз от температуры импульсного разогрева кристалла: а) с внедренным атомом Л1; б) с парой внедренных атомов N1 и А1 на расстояниях 8-ми и 12-ти атомных рядов. Время импульсного разогрева 5 пс

Из сравнения графиков видно, что концентрация разупорндоченной фазы при двух внедренных атомах примерло в два раза больше, чем при одном.

В последнем разделе четвертой главы приводятся результаты исследований процесса миграции пары внедренных атомов, объединившихся в комплекс, в зависимости от времени импульсного разогрева кристалла. Компьютерный эксперимент показал, что образованный комплекс может перемещаться по расчетному блоку кристалла как единое целое в различных направлениях. В то же время при температурах выше 1700 К возможны ситуации, когда объединившийся комплекс разделяется на пару внедренных атомов, передвигающихся независимо друг от друга. При этом по пути их миграции возбуждаются и аннигилируют короткоживущие динамические пары Френкеля. Таким образом, реализуется ситуация, аналогичная дивакансионным комплексам, когда при высоких температурах возрастает число степеней свободы, обеспечивающих независимое перемещение по кристаллу отдельных точечных дефектов комплекса.

В пятой ¿/шее приводятся результаты исследований влияния пар Френкеля на процессы диффузионной перестройки в двумерном кристалле ТМ^А!. Положения внедренных атомов имеют четыре конфигурации, вакансий — две. Таким образом, общее число возможных комбинаций пар Френкеля в данном типе сверхсгруктуры равно восьми.

Были проведены эксперименты по выявлению условий аннигиляции пар Френкеля в зависимости от расстояния между вакансией и межузельным атомом, температуры и времени импульсного разогрева. Установлено, что аннигиляция пар Френкеля происходит при температурах, больших некоторой критической, зависящей от расстояния между вакансией и межузельным атомом (рисунок 10).

соседство

Рисунок 10 - Зависимость температуры, при которой происходит аннигиляция всех комбинаций пар Френкеля от стартового расстояния между вакансией и внедренным атомом Из рисунка видно, что от ближайшего соседства до восьмого уже в процессе релаксации кристалла происходит аннигиляция точечных дефектов. Далее наблюдается разброс по температурам условий, когда происходит аннигиляция пар Френкеля. Критическая температура, при которой происходит аннигиляция, возрастает с увеличением расстояния между вакансией и межузельным атомом.

Начиная с 16 соседства, даже при температуре 1700 К аннигилируют только отдельные комбинации пар Френкеля, либо точечные дефекты приближаются друг к другу, но не успевают аннигилировать из-за малого времени импульсного разо]рева кристалла. Очевидно, что с увеличением этого параметра, расстояния, на которых наблюдается взаимодействие вакансии и межузельного атома, будут возрастать. Во всех экспериментах был замечен некоторый разброс результатов, который, как отмечалось ранее, соответствует статистическому характеру динамики леремешений точечных дефектов в кристалле.

Интересную особенность, обнаруженную в серии экспериментов с введенной парой Френкеля, демонстрирует рисунок 11.

Рисунок 11 - Картины а) смещений атомов, б) наложения атомных рядов в

трех плотноупакованных направлениях в кристалле с парой Френкеля на расстоянии 12 рядов, при импульсном разогреве до 1700 К в течение 5 пс. 1—дислокационный диполь, соответствующий зоне расположения двух межузельных атомов; 2 - заданная вакансия;

3 образовавшаяся вакансия

Из рисунка видно, что в структуре кристалла произошло образование динамической пары Френкеля, межузельный атом которой объединился в агрегат с межузельным атомом введенной пары Френкеля

С увеличением времени импульсного разогрева кристалла до 50 пс было замечено, что при температурах ниже 900 К коллективные перемещения атомов инициируются межузельным атомом, вакансия же остается неподвижной (рисунок 12)

Рисунок 12 - Траектории коллективных смещений атомов при импульсном разогреве кристалла №зА1 до температуры 400 К в течение 50 пс 1 - начальное положение межузельного атома, 2 - конечное положение межузельного атома, 3 - зона вакансии

При повышении температуры импульсного разогрева в диффузионный процесс включается вакансия, и, начиная с некоторых температур, вакансионный вклад в процесс разупорядочения становится более значительным по сравнению с вкладом межузельного атома (рисунок 13) .......................................

Рисунок 13 - Фазовые изменения в кристалле №3А1 при импульсном

разогреве его до температуры 1000 К в течение 50 пс 1 - разупорядоченная фаза в зоне миграции межузельного атома, 2 -разупорядоченная фаза в зоне миграции вакансии

Из рисунка 13 видно, что зона разупорядочения, инициируемая перемещениями вакансии, выглядит несколько большей и составляет 1,75%, а тот же показатель для межузельного атома равен 1,06% Таким

образом, хотя траектории перемещений межузельного атома оказываются более протяженными и вызывают образование кольцевых траекторий, но в большинстве случаев, смещения атомов происходят преимущественно по подрешетке N1 и не приводят к нарушению порядка в системе

С увеличением температуры импульсного разогрева до 1700К в течение 50пс траектории коллективных перемещений атомов по различным механизмам перекрываются, а при температуре 1900К охватывают весь расчетный блок кристалла, что приводит к практически полному разрушению порядка (концентрация разупорядоченной фазы в этом эксперименте составляет 57,56%, а исходной фазы №3А1 - 26,56%)

При исследовании диффузионных процессов, происходящих в кристалле с парой Френкеля, введенной на расстоянии 44 соседства, в зависимости от времени импульсного разогрева до температур 1200 К, 1600 К и 1700 К, было выявлено, что во всех экспериментах с увеличением времени до 300-400 пс вакансия и межузельный атом аннигилируют

Компьютерный эксперимент показал, что пары Френкеля могут аннигилировать, находясь даже на значительных расстояниях Кроме того, при приближении к температуре плавления зарождаются новые динамические пары Френкеля, межузельные атомы и вакансии которых могут объединяться в комплексы с первоначально заданными и вносить совместный вклад в процесс разупорядочения

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1 Температура начала процессов разупорядочения превышает температуру начала процессов диффузии

2 В идеальном кристалле №3А1 диффузионные процессы начинаются с температуры 1650 К, а процессы разупорядочения - с температуры 1700 К Диффузионные процессы обеспечиваются краудионными перемещениями атомов, кольцевыми механизмами перемещений и образованием динамических пар Френкеля Основными носителями процесса разупорядочения являются динамические пары Френкеля и комплексы на их основе

3 Введение одиночной вакансии в М13А1 понижает температуру начала диффузии до 900 К, а температуру начала процессов разупорядочения до 1200 К Температура начала диффузионных процессов, температура, при которой происходит объединение двух вакансий и концентрация разупорядоченной фазы не зависят от типа стартовых вакансий

4 Структурные изменения в кристалле №,А1 при наличии дивакансии обнаруживаются при температурах, начиная с 700 К С ростом температуры дивакансии способны либо передвигаться как единое целое, либо распадаться на отдельные вакансии

5 Вклад, вносимый комплексами двух вакансий либо двух внедренных атомов в процесс разупорядочения, является примерно в два раза большим, чем вклад, вносимый соответствующим одиночным точечным дефектом

6 Введение точечного дефекта внедрения в №3А1 понижает температуру начала сверхструктурных изменений до температуры 1100 К Концентрация разупорядоченной фазы не зависит от сорта внедренного атома и его положения

7 Точечные дефекты внедрения в №-1А1 при температурах меньше 1500 К всегда объединяются в агрегаты Время, в течение которого происходит процесс агрегатизации, зависит от стартовых направлений перемещений дефектов Выше температуры 1500 К точечные дефекты внедрения могут объединяться в комплекс и перемещаться как единое целое, либо перемещаются независимо

8 С ростом температуры и времени импульсного разогрева увеличивается концентрация разупорядоченной фазы и упорядоченных фаз - И^А, №А1 Увеличение концентрации разупорядоченной фазы во времени происходит за счет роста областей разупорядочения При этом концентрация зародышей фазы Ы12А1 увеличивается за счет роста образовавшихся кластеров

9 С ростом расстояния между дефектами увеличивается критическая температура, выше которой происходит аннигиляция пар Френкеля Критическая температура понижается при увеличении времени импульсного разогрева

10 Коллективные перемещения атомов в парах Френкеля в №3А1 при температурах ниже 900 К инициируются дефектом внедрения, а вакансия остается неподвижной Вакансия включается в диффузионный процесс при температурах выше 900 К Размер зоны разупорядочения в области миграции вакансии больше размера зоны разупорядочения в области миграции межузельного атома, так как последний перемещается преимущественно по подрешетке никеля

Основные результаты диссертационного исследования изложены в следующих работах:

1 Старостенков М Д Исследование особенностей диффузии в двумерных кристаллах №3А1 и Си3Аи / М Д Старостенков, Г М Полетаев, М К Скаков, И А Демина, М Б Кондратенко, Н Б Холодова // Сб тезисов докладов VII Международной школы-семинара «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах Компьютерное моделирование» - Усть-Каменогорск Изд-во ВКТГУ, 2003 -С 217-218

2 Старостенков М Д Исследование процессов разупорядочения двумерного кристалла М13А1 в зависимости от деформации, концентрации вакансий и температуры / М Д Старостенков, Н Б Холодова, М Б Кондратенко //Сборник тезисов XV Международной конференции

«Физика прочности и пластичности материалов», 2003г - Тольятти 2003 -С 133 -134

3 Старостенков М Д Исследование процессов разупорядочения в двумерном кристалле со сверхструктурой Ll2 в зависимости от температуры и концентрации вакансий / М Д Старостенков, Н Б Холодова, М Б Кондратенко, И А Демина, М К Скаков // Материалы Международной научно-технической конференции «Индустриально-инновационная политика - новый этап развития Казахстана» - Казахстан, Усть-Каменогорск Изд-во ВКГТУ, 2003 -С 159-161

4 Cholodova N В Computer simulation of the stages of disordering of two-dimensional mtermetallide crystals of Ni4Al system / N B. Cholodova, M D Starostenkov // Book of Abstracts China-Russia Seminar on Materials Physics Under Ultra- conditions - Yanshan University, Qin Huangdao, China, 2003 - P 8-9.

5 Старостенков M Д Компьютерное моделирование стадий разупорядочения двумерных кристаллов интерметаллидов системы Ni -А1 / М Д Старостенков, Н Б Холодова, М Б Кондратенко // Сборник трудов 6-й Всероссийской научной конференции «Краевые задачи и математическое моделирование» Т 1 Краевые задачи и методы их решения - Новокузнецк, 2003 -С 171-174

6 Starostenkov М D The research of the processes of the fracture of Ni-iAl two-dimensional crystal in the dependence on temperature and deformation of overall compression and tension / M D Starostenkov, N В Cholodova, M В Kondratenko // MSMF-4 Abstract booklet 4th International Conference on materials structure and micromechanics of fracture - Brno, Czech Republic, 2004 - P 23

7 Starostenkov M D The research of the disordering processes in a two-dimensional Ni3Al crystal in the dependence on deformation, vacancies concentration and temperature / M D Starostenkov, N В Cholodova // Books of Abstracts China-Russia Seminar on Materials Physics Under Ultra — conditions - Yanshan University, Qin Huangdao, China, 2003 - P 26-29

8 Старостенков M Д, Холодова H Б , Полетаев Г M , Попова Г В , Денисова Н Ф , Демина И А Компьютерное моделирование структурно-энергетических превращений в нанокристаллах и низкоразмерных системах // Ползуновский альманах - Барнаул Изд-во АлтГТУ, 2003 -№3-4 - С 115-117

9 Демина И А Термоактивируемое фазовое превращение типа «порядок-беспорядок» в двумерных кристаллах Ni3Al и Cu3Au / И А. Демина, М Д Старостенков, М К Скаков, Н Б Холодова, М Б Кондратенко // Материалы Международной конференции «Вычислительные и информационные технологии в науке, технике и образовании» - Усть-Каменогорск Изд-во ВКГУ, 2003 - Часть IV - С 207-210

10 Старостенков М Д, Кондратенко М Б, Холодова Н Б Исследование процессов разупорядочения двумерных кристаллов Ni3Al в зависимости от концентрации вакансий и температуры // Фундаментальные проблемы современного материаловедения - Барнаул изд АлтГТУ -2004 -№1 -С 215-218

11 Старостенков МД Исследование механизмов безвакансионного разупорядочения в двумерном сплаве интерметаллида Ni3Al / М Д Старостенков, М Б Кондратенко, Н Б Холодова, Г М Полетаев // Сб тезисов III Междунар конф «Фазовые превращения и прочность кристаллов» совместно с XIV заседанием московского семинара "Физика деформации и разрушения твердых тел" - Черноголовка, 2004 - С 29

12 Старостенков М Д Исследование термоактивируемого процесса разупорядочения в двумерном кристалле интерметаллида Ni3Al // Структурно-фазовые состояния и свойства металлических систем / М Д Старостенков, Н Б Холодова, М Б Кондратенко, И А Демина, А И Потекаев Под ред А И Потекаева - Томск Изд-во HTJI, 2004 - С 321-330

13 Старостенков М Д Механизмы разупорядочения двумерного кристалла интерметаллида Ni3Al / М Д Старостенков, Н Б Холодова, М Б Кондратенко, Д М Старостенков, Э В Козлов // Сб трудов 7-го Международного симпозиума «Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах» (ОМА - 2004), Сочи - Ростов н/Д Изд-во Ростовского государственного педагогического университета, 2004 - С 301-304

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

15 Старостенков М Д Исследование механизмов безвакансионного разупорядочения в легированных двумерных кристаллах AI и Ni / М Д Старостенков, М Б Кондратенко, Н Б Холодова, Г М Полетаев // Сб материалов XLII Международной конференции «Актуальные проблемы прочности» - Калуга Изд-во МГТУ им Н Э Баумана, 2004г -С 130

16 Старостенков М Д Механизмы разупорядочения сплавов со сверхструктурой Ы2, подвергнутых импульсному разогреву / М Д Старостенков, Н Б Холодова, М Б Кондратенко, М К Скаков, И А Демина // Сб материалов XLII Международной конференции «Актуальные проблемы прочности» - Калуга Изд-во МГТУ им Н Э Баумана, 2004 - С 131

17. Starostenkov М D Ring mechanisms of the diffusion of atoms observereci by the impulsive thermal loading of the material / M D Starostenkov, M В Kondratenko, I A Dyomina, "N В Cholodova // Сб

материалов 8-ой Международной конференции «Физика твердого тела» -Алматы Изд-во ИЯФ НЯЦ РК, 2004 -С 161-162

18 Старостенков М Д, Кондратенко М Б , Холодова Н Б , Полетаев Г М Методы описания межатомных, межмолекулярных взаимодействий в конденсированных средах // Ползуновский альманах - 2004 - №4 - С 7278

19 Старостенков М Д Методы описания межатомных, межмолекулярных взаимодействий в конденсированных средах / М Д Старостенков, М Б Кондратенко, Н Б Холодова, Г М Полетаев // Сборник тезисов VI международной научно-практической конференции «Проблемы развития литейного, сварочного и кузнечно-штампового производства». - Барнаул, 2004 - С 72

20 Starostenkov М D The research of the mechanism of non-vacational disordering in a two-dimensional alloy of N13AI lntermetallide / M D Starostenkov, M В Kondratenko, N В Cholodova, G M Poletaev // Book of Abstracts of European Material Research Society (E-MRS 2004) Spring Meeting - Strasbourg, France, 2004 - H-III03 - P 3

21 Starostenkov M В The disordering mechanisms of alloys with Ll2 superstructure, subjected to impulsive heating /MB Starostenkov, N В Cholodova, M В Kondratenko, M К Skakov, IA Dyomina // Book of Abstracts Helsinki University of Technology, POBox 1100, 02015, Espoo, Finland Cosires 2004 - Helsinki, 2004 -P73

22 Starostenkov M D The research of a microstructure evolution in two-dimensional crystals Cu3Au and Ni3Al during phase transition order -disorder / M D Starostenkov, N В Cholodova, 1 A Dyomina // TMS 2005 134th Annual Meeting & Exhibition Moscone West Convention Center - San Francisco, CA-2005 - P 69

23 Старостенков M Д, Кондратенко M Б , Полетаев Г M, Холодова Н Б Роль динамических пар Френкеля в термоактивируемых процессах разупорядочения интерметаллических фаз // Ползуновский вестник -2005 - №2 - С 79-84

24 Старостенков М Д , Кондратенко М Б., Полетаев Г М , Холодова Н Б , Старостенков Д М , Денисова Н Ф Исследование процессов рекристаллизации в двумерном кристалле Ni3Al // Ползуновский вестник -2005 - №2 - С 29-35

25 Компьютерный эксперимент его место, методы, проблемы, некоторые достижения в физике твердого тела / Старостенков М Д, Денисова Н Ф , Полетаев Г М , Холодова Н Б , Попова Г В // Вестник карагандинского университета Сер Физика Караганда Изд-во КарГУ им Е А Букетова, 2005 -Т40,№4 - С 101-113.

26 Денисова Н Ф Исследование формирования и стабильности зародышей новых фаз в реакциях, соответствующих СВС-синтезу в системе Ni-Al / ИФ Денисова, МД Старостенков, НБ Холодова //

Труды Международной научно-технической конференции «Композиты - в народное хозяйство», ноябрь 2005 - Барнаул, 2005 - С 100-105

27 Старостенков М Д Пары Френкеля, условия их стабильности, их роль в диффузионных процессах на примере двумерного кристалла чистою никеля / МД Старостенков, Н Б Холодова, М Б Кондратенко // Труды Международной научно-технической конференции «Композиты - в народное хозяйство» - Барнаул Изд-во АлтГТУ, 2005 - С 123-129

28 Попова Г В Исследование стабильности межфазных границ в двумерных металлических композитах Ni-Al / Г В Попова, М Д Старостенков, Н Б Холодова // Труды Международной научно-технической конференции «Композиты - в народное хозяйство», ноябрь

2005 - Барнаул, 2005 - С 108-114

29 Старостенков М Д, Холодова Н Б , Кондратенко М Б Пары Френкеля и их роль в процессе разупорядочения сплава Ni3Al // Фундаментальные проблемы современного материаловедения - 2006 - № 2-С 117-122

30 Starostenkov М D Point Defects and Their Influence on Thermoactivated Disordering Process of Ni3Al Intermetalhde / Mikhail D Starostenkov, Gennady M Poletaev, Natalia В Cholodova // МММ Third International Conference Multiscale Materials Modeling - Freiburg, Germany,

2006 - С 792-795

31 Старостенков МД Точечные дефекты и их влияние на термоактивируемый процесс разупорядочения интерметаллида Ni3Al / М Д Старостенков, Н Б Холодова, М Б Кондратенко, Л М Кобзарь // Тезисы докладов Международной конференции MESOMECH'2006 Физическая мезомеханика, компьютерное конструирование и разработка новых материалов, 19-22 сентября 2006 г - Томск, Россия, 2006 - С 182183

32 Старостенков М Д Собственные межузельные атомы и их роль в разупорядочении интерметаллида Ni3Al / М Д Старостенков, Н Б Холодова, Е А Дудник, Д В Синяев // Материалы 9-ой международной научной конференции «Физика твердого тела» - Караганда, 2006 - С 136137

33 Starostenkov М D Point defects and then influence on thermoactivated disordering process of Ni3Al intermetallic / M D Starostenkov, N В Cholodova, G M Poletaev // Book of Abstracts of 2006 E-MRS Fall Meeting - Warsaw (Poland), 2006 H-l -P 185

Издано в авторской редакции

Подписано в печать15 04 07 Формат 60x84 1/16

Печать - ризография Уел п л 1,39

Тираж 100 экз Заказ 2007 - 26

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

Лицензия на издательскую деятельность ЛР№ 020822 от 21 09 98 г

ВВЕДЕНИЕ.

1 ИНТЕРМЕТАЛЛИДЫ: ИХ СВОЙСТВА, МЕТОДЫ ПОЛУЧЕНИЯ И ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЦЕССОВ СТРУКТУРНО-ЭНЕРГЕТИЧЕСКИХ ПРЕВРАЩЕНИЙ В НИХ.

1.1 Особенности свойств интерметаллидов и методы их получения.

1.2 Теоретические представления о механизмах диффузии в твердых телах и методы исследования диффузионных процессов.

1.2.1 Механизмы диффузии.

1.3 Методы компьютерного моделирования и их применение в физике конденсированного состояния.

1.3.1 Методы компьютерного моделирования на микроуровне.

1.3.2 Особенности конструирования потенциалов для сплавов.

1.4 Обзор некоторых результатов компьютерного моделирования.

1.5 Постановка задачи исследования.

2 БЕЗВАКАНСИОННЫЕ МЕХАНИЗМЫ ДИФФУЗИИ В ЧИСТЫХ МЕТАЛЛАХ И ИНТЕРМЕТАЛЛИДЕ Ni3Al.

2.1 Безвакансионный механизм диффузии в двумерном кристалле никеля.

2.2 Безвакансионный механизм в интерметаллиде Ni3Al.

3 ВАКАНСИИ И ИХ КОМПЛЕКСЫ, ИХ РОЛЬ В ДИФФУЗИИ И ПРОЦЕССЕ РАЗУПОРЯДОЧЕНИЯ ИНТЕРМЕТАЛЛ ИДА Ni3Al.

3.1 Особенности в диффузионной активности вакансий в узлах Ni и А1 в зависимости от температуры при импульсном разогреве в течение 5пс.

3.2 Развитие процесса разупорядочения в интерметаллиде Ni3Al при наличии одиночных вакансий в зависимости от температуры и продолжительности импульсного разогрева.

3.3 Исследование стадий объединения вакансий в дивакансионный комплекс.

3.4 Диффузионная подвижность дивакансии в зависимости от температуры при импульсном разогреве кристалла в течение 5пс.

4 ВЛИЯНИЕ ТОЧЕЧНЫХ ДЕФЕКТОВ ВНЕДРЕНИЯ И ИХ КОМПЛЕКСОВ НА ПРОЦЕССЫ ДИФФУЗИИ И РАЗУПОРЯДОЧЕНИЯ В ИНТЕРМЕТАЛЛИДЕ Ni3AI.

4.1 Структурно-энергетические характеристики точечных дефектов внедрения в двумерном кристалле NijAl.

4.2 Диффузионная подвижность межузельных атомов в зависимости от температуры при импульсном разогреве кристалла Ni3Al в течение 5пс.

4.3 Точечные дефекты внедрения, их роль в структурно-энергетических изменениях в двумерном интерметаллиде №зА1 в зависимости от температуры и времени импульсного разогрева.

4.4 Исследование условий агрегатизазии пар точечных дефектов внедрения в зависимости от расстояния между ними.

4.5 Агрегатизация пар точечных дефектов внедрения.

4.6 Миграция пар точечных дефектов внедрения в зависимости от времени.

5 ПАРЫ ФРЕНКЕЛЯ. ИХ РОЛЬ В ПРОЦЕССЕ РАЗУПОРЯДОЧЕНИЯ ИНТЕРМЕТАЛЛИДА Ni3Al.

5.1 Оценка критического расстояния стабильности дефектов в парах Френкеля.

5.2 Невзаимодействующие между собой пары Френкеля и их роль в процессе разупорядочения сплава в зависимости от температуры.

5.2.1 Пары «межузельный атом Ni - вакансия в узле А1».

5.3 Роль невзаимодействующих между собой пар Френкеля, сохраняющих стехиометрический состав системы, в процессе разупорядочения сплава

Ni3Al в зависимости от времени.

Упорядочивающиеся сплавы и интерметаллиды в настоящее время играют важную роль, так как обладают рядом уникальных свойств по сравнению с другими материалами. Это, в первую очередь, положительная зависимость предела текучести, обнаруженная в некоторых интерметалл идах и, в частности, в сплаве Ni3Al. Такое специфическое свойство значительно расширяет возможности применения данных сплавов в качестве конструкционных материалов, в том числе для изготовления лопаток реактивных двигателей. Кроме того, система Ni-Al является практически основной системой, которая положена в основу создания реально работающих суперсплавов. Однако в этой области имеется много проблем. Физико-механические свойства интерметаллидов напрямую зависят от таких факторов как атомное упорядочение и фазовые превращения типа «порядок-беспорядок», происходящих в системе. Кроме того, общеизвестно, что реальные кристаллы характеризуются наличием в них различных несовершенств и дефектов кристаллической решетки. Они, в свою очередь, являются инициаторами структурно-энергетических превращений реализующихся в кристаллах, поэтому изучение такого рода процессов представляется одной из основных задач для современных исследований в физике конденсированных состояний.

Важную роль во многих процессах, протекающих в металлах и сплавах, играет диффузия. Изучение диффузии является одним из наиболее универсальных и чувствительных инструментов исследования характеристик дефектов. Многообразие дефектов и механизмов их миграции влечет за собой многообразие диффузионных механизмов. На текущий момент имеется достаточно много информации о характеристиках диффузии в кристаллах с ГЦК и ОЦК решеткой, а также в полупроводниках. При этом для многих металлов в определенном диапазоне температур обнаружено отклонение от закона Аррениуса - значения энергии активации и предэкспоненциальпого множителя для области средних и высоких температур оказываются различными. Кроме того, в сплавах диффузионный процесс протекает значительно сложнее, чем в чистых металлах. Это связано с большим разнообразием несовершенств структуры и механизмов их миграции. Таким образом, пока не существует однозначного мнения относительно распределения ролей каждого из механизмов диффузии в процессах, протекающих в упорядочивающихся и интерметаллических системах.

В результате вышеизложенного можно сделать вывод, что изучение природы фазовых превращений невозможно без знания механизмов, с помощью которых реализуются такие процессы. На протяжении длительного времени исследования свойств интерметаллидов проводились двумя основными методами: с помощью реального эксперимента и теории. Но эти методы, наряду с явными преимуществами, имеют ряд недостатков. Например, в реальных условиях можно оценить только начальное и конечное состояние исследуемого образца, что не дает возможности в динамике проследить процессы, протекающие в системе. Кроме того, некоторые изменения, происходящие в кристаллах, такие, как старение, требуют значительных промежутков времени, что также является проблематичным при использовании натурного эксперимента. Поэтому, в настоящее время для исследования подобных явлений успешно применяются различные методы компьютерного моделирования, которые дают возможность исследования динамики структурно-энергетических изменений, происходящих в кристаллах на атомном уровне. Компьютерный эксперимент является одновременно и дополнением и связующим звеном между реальным экспериментом и теорией.

В настоящей работе использовался метод молекулярной динамики. Данный метод имеет некоторые преимущества по сравнению с другими, так как атомы в нем не привязаны к узлам идеальной кристаллической решетки. Передвижения атомов описываются с помощью дифференциальных уравнений движения Ньютона. Это позволяет наиболее реалистично моделировать диффузию и исследовать механизмы диффузии с участием различных дефектов структуры. Кроме того, в методе молекулярной динамики время соизмеримо с реальным временем, а это, в свою очередь, позволяет достаточно просто получать значения коэффициентов диффузии и другие характеристики, связанные со временем.

В настоящей работе объектом исследования выбраны двумерные кристаллы системы Ni-AI с упаковкой атомов, соответствующей плоскости {111} ГЦК решетки сверхструктуры Lb. Подобное моделирование объемного кристалла сопряжено с несравненно более значительными затратами машинного времени. В то же время, моделирование двумерного кристалла является оправданным по двум причинам. Во-первых, диффузионные процессы происходят, прежде всего, по плотноупакованным плоскостям в объемных кристаллах, каковыми и являются плоскости {111} в ГЦК решетке, и миграция атомов в двумерном кристалле является разверткой, характеризующей движение атомов в объемном кристалле. Во-вторых, исследование двумерных кристаллов в настоящее время имеет и самостоятельное значение, так как находит применение в области наноструктурных технологий. Поэтому выбор двумерной модели в данном случае является оправданным, и, с определенными допущениями, полученные результаты могут быть использованы для изучения свойств объемных кристаллов.

В связи с вышеизложенным, весьма актуальным представляется исследование особенностей фазовых переходов типа «порядок-беспорядок» в упорядочивающихся сплавах и интерметаллидах системы Ni-AI на атомном уровне.

Целью настоящей работы является изучение влияния точечных дефектов на процессы разупорядочепия в двумерном кристалле интерметаллида N13AI.

Для достижения данной цели были поставлены следующие задачи:

1. Исследование механизмов и условий возникновения диффузии и процесса разупорядочения в идеальном двумерном кристалле.

2. Изучение влияние вакансий, точечных дефектов внедрения и их комплексов на условия возникновения диффузии и процесса разупорядочения в двумерном интерметаллиде Ni3Al.

3. Изучение условий аннигиляции, стабильности и агрегатизации точечных дефектов в парах Френкеля и их влияние на процессы разупорядочения в двумерном интерметаллиде N13AI.

Диссертация состоит из введения, пяти глав и заключения. В первой главе дается обзор известных в настоящее время свойств и методов получения интерметаллидов. Приводится описание имеющихся на данный момент теоретических представлений о механизмах диффузии в кристаллах и типах, содержащихся в них точечных дефектов. Дается описание существующих методов компьютерного моделирования и применяемых для этого видов потенциалов. Приводится обзор некоторых результатов компьютерного моделирования, полученных при проведении исследований в рамках настоящей проблемы. В конце первой главы сформулированы основные задачи диссертационной работы.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

В диссертационной работе с помощью метода молекулярной динамики проведены исследования процессов разрушения порядка в двумерном кристалле интерметаллида Ni3Al. В результате исследований сделаны следующие выводы:

1. Температура начала процессов разупорядочения превышает температуру начала процессов диффузии.

2. В идеальном кристалле Ni3Al диффузионные процессы начинаются с температуры 1650 К, а процессы разупорядочения - с температуры 1700 К. Диффузионные процессы обеспечиваются краудионными перемещениями атомов, кольцевыми механизмами перемещений и образованием динамических пар Френкеля. Основными носителями процесса разупорядочения являются динамические пары Френкеля и комплексы на их основе.

3. Введение одиночной вакансии в Ni3Al понижает температуру начала диффузии до 900 К, а температуру начала процессов разупорядочения до 1200 К. Температура начала диффузионных процессов, температура, при которой происходит объединение двух вакансий и концентрация разупорядоченной фазы не зависят от типа стартовых вакансий.

4. Структурные изменения в кристалле Ni3Al при наличии дивакансии обнаруживаются при температурах, начиная с 700 К. С ростом температуры дивакансии способны либо передвигаться как единое целое, либо распадаться на отдельные вакансии.

5. Вклад, вносимый комплексами двух вакансий либо двух внедренных атомов в процесс разупорядочения, является примерно в два раза большим, чем вклад, вносимый соответствующим одиночным точечным дефектом.

6. Введение точечного дефекта внедрения в Ni3Al понижает температуру начала сверхструктурных изменений до температуры 1100 К. Концентрация разупорядоченной фазы не зависит от сорта внедренного атома и его положения.

7. Точечные дефекты внедрения в Ni3Al при температурах меньше 1500 К всегда объединяются в агрегаты. Время, в течение которого происходит процесс агрегатизации, зависит от стартовых направлений перемещений дефектов. Выше температуры 1500 К точечные дефекты внедрения могут объединяться в комплекс и перемещаться как единое целое, либо перемещаются независимо.

8. С ростом температуры и времени импульсного разогрева увеличивается концентрация разупорядоченной фазы и упорядоченных фаз - Ni2Al, NiAl. Увеличение концентрации разупорядоченной фазы во времени происходит за счет роста областей разупорядочения. При этом концентрация зародышей фазы Ni2Al увеличивается за счет роста образовавшихся кластеров.

9. С ростом расстояния между дефектами увеличивается критическая температура, выше которой происходит аннигиляция пар Френкеля. Критическая температура понижается при увеличении времени импульсного разогрева.

10. Коллективные перемещения атомов в парах Френкеля в Ni3Al при температурах ниже 900 К инициируются дефектом внедрения, а вакансия остается неподвижной. Вакансия включается в диффузионный процесс при температурах выше 900 К. Размер зоны разупорядочения в области миграции вакансии больше размера зоны разупорядочения в области миграции межузельного атома, так как последний перемещается преимущественно по подрешетке никеля.

212

1. Flinn Р.А. Theory of deformation in superlattices // Trans. Met. Soc. / AIME, 1960.-P. 145-154.

2. Cahn R.N. Intermetallic compounds for high temperature use // Apl. New. Mat., 1989.-P. 1-5.

3. Гринберг Б.А. Интерметаллиды Ni3Al и TiAl: микроструктура, деформационное поведение / Б.А.Гринберг, М.А. Иванов. Екатеринбург: УрО РАН, 2002. - 359 с.

4. Takeuchi S. Anomalous temperature dependence of yield stress in Ni3Ga single crystals / S.Takeuchi, E. Kuramoto. -1. Phys. Sos. Japan., 1971. V.31.-P. 1282.

5. Kuramoto E. The orientation dependence of the yield stress of Ni3 (Al, W) / E.Kuramoto, D.P. Pope. Acta Met., - 1978.-V.226.- №2. - P. 207-210.

6. Station-Bevan A.E. The orientation and temperature dependence of 0,2% proof stress of single crystal Ni3(Al,Ti) // Scr.Met. 1983. -V. 17. - №2. - p. 209-214.

7. Гринберг Б.А. Новые методы упрочнения упорядоченных сплавов / Б.А.Гринберг, В.И.Сюткина. М.: Металлургия, 1985. - 176с.

8. Попов Л.Е. Деформационное упрочнение упорядоченных сплавов/ Попов Л.Е., Конева Н.А., Терешко И.В. М.: Металлургия, 1979. - 225 с.

9. Деформационное упрочнение сплава Ni3Al / Л.Е. Попов, Э.В. Козлов, И.В. Терешко. // ФТТ. 1968. -Т.26, вып. 4. - С.709-716.

10. Старостенков М.Д. Исследование термоактивируемого процесса разупорядочения в двумерном кристалле интерметаллида Ni3Al // Структурно-фазовые состояния и свойства металлических систем /

11. М.Д. Старостенков, Н.Б. Холодова, М.Б. Кондратенко, И.А. Демина, А.И. Потекаев: Под ред. А.И. Потекаева. Томск: Изд-во HTJ1, 2004. - С. 321-330. 13.Иверонова В.И. Ближний порядок в твердых растворах / В.И.Иверонова,

12. А.А. Кацнельсон. М.: Наука, 1977. - 253 с. М.Матвеева Н.М. Упорядоченные фазы в металлических системах. / Н.М.Матвеева, Э.В. Козлов. - М.: Наука, 1989. - 148 с.

13. Лодиз Р. Рост монокристаллов. / Р.Лодиз, Р.Паркер. М.: Мир, 1974.-540с.

14. Джонс Д.У. Методы выращивания кристаллов тугоплавких металлов // Рост кристаллов. М.:Мир, 1977. - Т.1. - С.293-362.

15. Вильке К.-Т. Выращивание кристаллов. Ленинград: Недра, 1977. - 560с.

16. Вильке К.-Т. Методы выращивания кристаллов Ленинград: Недра, 1968. -423с.

17. Вольф Г.А. Зонная плавка с растворителем // Рост кристаллов./ Г.А.Вольф,

18. A.И. Млавский. М.:Мир, 1977. - Т.1. -С.244-292.

19. Браун А. Методы получения интерметаллидов // Интерметаллические соединения / А. Браун, Дж. Вестбрук; Под ред. И.И. Корнилова. М.: Металлургия, 1970. -С. 197-232.

20. Козлов Э.В. Структуры и стабильность упорядоченных фаз / Э.В.Козлов, Дементьев, Н.М.Кормин, Д.М. Штерн. Томск.: Изд-во ТГУ, 1994. - 247 с.

21. Pfann W. G. Zone refining, and allied techniques. George Newnes, ltd., L., -1960. (Пфанн В.Г. Зонная плавка. - Металлургиздат, 1962).

22. Aoki К. Hydrogen embrittlement of B-doped Niinf 3.Al-based alloy / K. Aoki, O. Izumi. //Nippon Kinzoku Gakkaishi. 1979. Vol. 43. P. 1190.

23. Итин В.И. Высокотемпературный синтез интерметаллических соединений./

24. B.И. Итин, Ю.С. Найбороденко. Томск: изд-во ТГУ, 1989. - 214 с.

25. Смитлз К.Дж. Металлы: Справочник. М.: Металлургия, 1980. - 446 с.

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

27. Бокштейн Б.С., Бокштейн С.З. Жуковицкий А.А. Термодинамика и кинетика диффузии в твердых телах / Б.С. Бокштейн, С.З. Бокштейн,

28. A.А. Жуковицкий. -М.: Металлургия, 1974. 280 с.

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

30. Adda Y. La diffusion dans les solides. / Y. Adda, J. Philibert. Saclay, France., 1966.-T. 1,2.- 1268 p.

31. Френкель Я. И. Кинетическая теория жидкостей. Изд.АН СССР, 1945. -223 с.

32. ЗГКоттрелл А.Х. Точечные дефекты и механические свойства металлов и сплавов при низких температурах // Вакансии и другие точечные дефекты / Под ред. В.М.Розенберга. М.: Металлургиздат, 1961. - С.7-53.

33. Бокштейн С.З. Влияние легирования на параметры самодиффузии никеля в интерметаллиде Ni3Al / С.З. Бокштейн, И.Т. Ганчо, Е.Б.Чабина, Д.Ю. Школьников // Металлы, 1994. - №1. - С. 130-133.

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

35. Лариков JI.H. Диффузия в металлах и сплавах. / J1.H. Лариков, В.И. Исайчев. Киев: Наукова думка, 1987. - 511 с.

36. Смирнов А.А. Теория диффузии в сплавах внедрения. Киев: Наукова думка, 1982.- 168 с.

37. Уэрт Ч. Физика твердого тела. / Ч.Уэрт, Р.Томпсон. М.: Мир, 1966. - 567 с.

38. Бокштейн С.З. Диффузия и структура металла М.: Металлургия, 1973. -204с.

39. Лодиз Р. Рост монокристаллов./ Р.Лодиз, Р.Паркер. М.: Мир, 1974. - 540с.

40. Брум Т. Влияние точечных дефектов решетки на свойства металлов // Вакансии и другие точечные дефекты / Т.Брум, Р.К.Хам; Под ред.

41. B.М.Розенберга М.: Металлургиздат, 1961. - С.54-98.

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

43. Ломер В.М. Точечные дефекты и диффузия в металлах и сплавах. // Вакансии и другие точечные дефекты / Под ред. В.М.Розенберга // М.: Металлургиздат, 1961. С.99-122.

44. Хирт Дж. Теория дислокаций. / Дж. Хирт, И. М Лоте. Атомиздат, 1972. -599 с.

45. Особенности в распределении атомов примеси вблизи антифазных границ в интерметаллиде Ni3Al / М.Д. Старостенков, Н.В. Горлов. // Киев: Металлофизика, 1989.-T.il, №3. -С. 116-117.

46. Голосов Н.С. О термодинамически равновесных антифазных границах в сверхструктуре типа Cu3Au. // Упорядочение атомов и его влияние на свойства сплавов. / Н.С. Голосов, Л.Е. Попов, Э.В. Козлов. Киев: Наукова думка, 1968.-С.91-95.

47. Старостенков М.Д. Состояние решетки сплавов со сверхструктурой Ll2 вблизи дефектов упаковки. Дефекты внедрения. / М.Д. Старостенков, Н.В. Горлов. // АН СССР. ФММ. 1985. - Т.67, вып. 2. - С. 249-257.

48. Старостенков М.Д. Расчет локальных деформаций вблизи АФГ в зависимости от степени упорядочения / М.Д. Старостенков, Б.Ф. Демьянов, С.Б. Рябов // Физические свойства металлов и сплавов: Межвузовский сборник. Свердловск, Изд.УПИ. 1986. - С.21-26.

49. Лариков Л.Н. Некоторые закономерности диффузии в интерметаллических фазах // Диффузионные процессы в металлах / Л.Н. Лариков, В.М. Фальченко, В.В. Гейченко. Тула: Изд-во Тульского политехнического института, 1973.-С. 138-146.

50. Чеботин В.Н. Химическая диффузия в твердых телах. М.: Наука, 1989. -208 с.

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

52. Глезер A.M. Упорядочение и деформация сплавов железа. / А.М Глезер, Б.В. Молотилов. М.: Металлургия, 1984. - 168 с.

53. Полетаев Г.М. Исследование процессов взаимной диффузии в двумерной системе Ni-AI: Дис. канд. физ.- мат. наук: 01.04.07. Барнаул, 2002. - 186 с.

54. Полухин В.А. Моделирование аморфных металлов./ В.А. Полухин, Н.А. Ватолин. М.: Наука, 1985. - 288 с.

55. Белащенко Д.К. Моделирование структуры аморфного железа// ФММ, 1985, т.60, №6, с. 1076-1080.

56. Полетаев Г.М. Исследование диффузионных процессов на атомном уровне в металлических системах с ГЦК решеткой: Дис. докт. физ.-мат. наук: 01.04.07. Барнаул, 2006. - 412 с.

57. Гафнер Ю.Я. Нанокластеры и нанодефекты некоторых ГЦК металлов: возникновение, структура, свойства: Автореф. Дис. докт. физ.-мат. наук. -Барнаул, 2006. 42 с.

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

59. Кулагина В.В. Исследование методом молекулярной динамики диффузионных изменений в различных статистических ансамблях: Автореф. дис. канд. физ.-мат. наук. -Томск., 1996. 22 с.

60. Слободской М.И. Исследование явления скольжения в кристаллах методами имитационного моделирования. / М.И. Слободской, J1.E. Попов. Томск: Изд-во Том. гос. архит.- стоит, ун-та, 2004. - 450 с.

61. Плишкин Ю.М. Методы машинного моделирования в теории дефектов кристаллов // Дефекты в кристаллах и их моделирование на ЭВМ. JL: Наука, 1980.-С. 77-99.

62. Лихачев В.А. Принципы организации аморфных структур./ В.А. Лихачев, В.Е. Шудегов. С-Пб.: Изд-во С.-Петербургского ун-та, 1999. - 228 с.

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

64. Зольников К.П. Нелинейный отклик материалов на микромасштабном уровне при высокоэнергетических воздействиях: Автореф. дис. докт. физ,-мат. наук. Томск, 2002. - 35 с.

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

66. Holland D., Marder M. Cracks and atoms// Advanced materials. 1999. - 11, №10. - P.793-806.

67. Gumbsch P., Zhou S.J. and Holian B.L. Molecular dynamics investigation of dynamic crack stability // The American Physical Society. 1997. - V.55, №6. -P.3445-3455.

68. Holian B.L., Blumenfeld R. and Gumbsch P. An Einstein model of brittle crack propagation// The American Physical Society (Physical review letters). 1996. -V.78, №1. - P.1018-1023.

69. Gumbsch P. Brittle fracture processes modeled on the atomic scale // Carl Hanser Verlag, Munchen. 1996. - V.87, №5. - P. 341-348.

70. Belov A.Yu., Scheerschmidt K. and Gosele U. Extended point defects structures at intersections of screw dislocations in Si: a molecular dynamics study// Phys. Status Solidi. 1999. - V.171 (a). - P. 159-166.

71. Fritzsch В., Fritzsch R., Zehe A. Simulasion of vacancy migration in bcc metals// Phys. Status Solidi. 1989. - V.156 (b), №1. - P. 65-70.

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

73. Gilmer G. H., Diaz T. de la Rubia, Stock D. M., Jaraiz M. Diffusion and interaction of point defects in silicon: Molecular dynamics simulation // Nucl. Instrum. And Meth. Phys. Res. 1995. - V.102 (b), №1-4. - P. 247-255.

74. Cheung Kin S., Harrison R.J., Yip S. Stress induced martensitic transiton in a molecular dynamics model of a-iron // J. Appl. Phys. 1992. - V.72, № 8. - P. 4009-4014.

75. Исследование структуры и термодинамических характеристик модельной металлической системы / Воробьев Ю.Н., Юрьев Г.С. // ФММ. 1980. - Т.49, №1.- С. 13-22.

76. Молекулярно-динамическое исследование атомной структуры материала при распространении ударной волны / Коростелев С.Ю., Псахье С.Г., Панин В.Е. // ФГВ. 1988. - Т.24, №6. - С. 124-127.

77. Моделирование ОЦК/ГЦК межфазных границ методом молекулярной динамики / Теплов В.А., Подчиненова Г.Л., Подчиненов И.Е., Кондрашкина Т.К. // ФММ. 1989. - Т.68, №5. - С. 854-862.

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

79. Компьютерное моделирование формирования кристаллической структуры при переходе из аморфного состояния / Лагунов В.А., Синани А.Б. // ФТТ. -2000. Т.42, №6. - С. 1087-1091.

80. Компьютерное моделирование деформирования и разрушения кристаллов / Лагунов В.А., Синани А.Б. // ФТТ. 2001. - Т.43, №4. - С. 644-650.

81. Baranov M.A., Starostenkov M.D. Distortion of crystal lattice conditioned by beam implanted atoms Nb, Mo, W in a-Fe // Nucl. Instr. and Meth. in Phys. Res. В. 1999.-V. 153.-P. 153-156.

82. Starostenkov M.D., Demyanov B.F., Kustov S.L., Sverdlova E.G., Grakhov E.L. Computer modeling of grain boundaries in Ni3Al // Computational Materials Science. 1999.- V.14. - P.146-151.

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

84. Старостенков М.Д. Атомная конфигурация дефектов в сплаве AuCu3: Дис. канд. физ.-мат. наук: 01.04.07. Томск, 1974. - 154 с.

85. Черных Е.В. Анализ состояния кристаллической решетки вблизи плоских дефектов в ГПУ металлах и сплавах со сверхструктурой D0)9: Дис. канд. физ.-мат. наук: 01.04.07. Барнаул, 2001. - 176 с.

86. Гурова Н.М. Компьютерное моделирование термоактивируемых превращений, протекающих на антифазных и межфазных границах: Дис. канн, физ.-мат. наук: 01.04.07. Барнаул, 2000. - 171 с.

87. ГолосовН.С. Метод вариаций кластеров в теории атомного упорядочивания// Изв. вузов. Сер. физика. 1976. - №8. -С. 64-92

88. Hyde J.M. Simulation of the early stages of ordering in Ti-15%A1 alloy // Phil. Mag. Letters. 1995. - V. 71, N. 5. - P. 247-255.

89. Munekazu Ohno and Tetsuo Mohru Disorder-Ll0 Transition Investigated by Phase Field Method with CVM Local Free Energy // Materials Transactions. The Japan Institute of Metals. Vol. 42, No. 10. - 2001. - P. 1-9.

90. Кулагина B.B. Влияние дефектов структуры на мартенситные превращения в системах с низкими упругими модулями: Дис. канд. физ.-мат. наук: 01.04.07.-Томск, 1998.- 148 с.

91. Валуев А.А. Уравнения метода молекулярной динамики // Термодинамика необратимых процессов. / А.А. Валуев, Г.Э. Норманн, В.Ю. Подлипчук. -М.: Наука, 1987. 11-17 с.

92. Кулагина В.В., Еремеев С.В., Потекаев А.И. Метод молекулярной динамики для различных статистических ансамблей // Изв. вузов. Сер.физика. 2005. -№2.-С. 16-23.

93. Porrinello М., Rahman A. Crystal Structure and pair potentials. A molecular-dynamics study// Phys. Rev. Lett. -1980. V.45.No.l4. - P. 1196-1199.

94. Porrinello M. Polymorphic transitions in single crystals. A new molecular dynamics method // J. Appl.Phys/ -1981. -V.52, No. 12. P.7182-7187.

95. Rahman A. Molecular dynamics studies of structural transformation in solids // Materials Science Forum. 1984. - V.81,No.l. - P.211-222.

96. Nose S. A unified formulation of the constant temperature molecular dynamics methods // J. Chem. Phys.-1994. V.81, No.l. - P.511-519.

97. Starostenkov M.D., Andruhova O.V., Lomskih N.V., Gurova N.M., Borissov A.V. Computer simulation of a thermoactivated process of atomic structure reconstruction in thin films // Computational Materials Science. V. 14, No. 1-4. - 1999. - P. 197-202.

98. Finnis M.W., Sinclair J.E. A Simple Empirical N-body Potential for Transition Metals // Phil. Mag. A. 1984. - V.50, Nol. - P.45-55.

99. Rafii-Tabar H., Sutton A.P. Long-range Finnis-Sinclair potentials for f.c.c. metallic alloys// Philosophical Magazine Letters. 1991 - V.63, No4. - P.217-224.

100. Daw M.S., Baskes M.I., Tmbedded- atom method: Derivation and application to impurities, surfaces, and other defects in metals // Phys. Rev. B.-1984. V.29, Nol2. - P.6443-6453.

101. Горлов Н.В. Моделирование на ЭВМ плоских дефектов в упорядоченных сплавах типа А3В и А3В(С). Монография. Томск, 1987. -214с.

102. Атомная структура АФГ и ее влияние на состояние решетки вблизи дислокаций в упорядоченных сплавах со сверхструктурой Ы2 / Царегородцев А.И., Горлов Н.В., Демьянов Б.Ф. Старостенков М.Д. // ФММ.- 1984. Т.58., вып. 2. - С. 124-130.

103. Starostenkov M.D., Poletayev G.M., Ovcharov A.A. Mechanism of dislocation nucleations and dislocation complexes in thin films // Book of Abstract European Material Conf. E-MRS 2001. Strasbourg, France, June 5-8, 2001,- A-l 1.

104. Штремель M.A. Прочность сплавов. Ч. I. Дефекты решетки. М.: МИСИС, 1999.-383 с.

105. Применение потенциалов парного взаимодействия в теории атомного дальнего порядка / Козлов Э.В., Старостенков М.Д., Попов Л.Е. // Строение, свойства и применение металлидов М.: Наука, 1974. - С.35-39.

106. Атомная структура и диффузионные свойства суперанизотропных диффузионных систем / Выходец В.Б., Куренных Т.Е., Слободин Б.В., Солдатова Е.Е. Фишман А.Я. // ФТТ. 2000. - Т.42, №4. - С. 595-601.

107. Смирнов А.А. Теория диффузии в сплавах внедрения. Киев: Наукова думка, 1982.-168 с.

108. 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.

109. Моделирование ЭВМ элементарного акта диффузии в двумерном кристалле / Ватник М.И., Михаилин А.И. // ФТТ 1985. - Т.21, №12. -С.3586-3589.

110. Кооперативный механизм самодиффузии в металлах / Чудинов В.Г. // ЖТФ. 2000. - Т.70, №7. - С. 133-135.

111. Дудник Е.А. Классификация точечных дефектов и их комплексов в двумерной гексагональной кристаллической решетке интерметаллида типа Ni3Al: Дис. канд. физ.-мат. наук: 01.04.07. Барнаул, 2002. - 199 с.

112. Накин А.В. Кластерные структуры в ГЦК металлах: Дис. канд. физ.-мат. наук: 01.04.07. Обнинск, 2004. - 153 с.

113. Компьютерное моделирование некристаллических веществ методом молекулярной динамики / Белащенко Д.К. // Соросовский образовательный журнал. 2001. - Т.7, №8. - С. 44-50.

114. Механизмы взаимной диффузии вблизи межфазной границы в двумерной системе Ni-Al / Полетаев Г.М., Старостенков М.Д. // Письма в ЖТФ. 2003. -Т.29,№1.-С. 30-33.

115. Диффузия топологических солитонов и диэлектрическая ас релаксация в полимерном кристалле / Зубова Е.А., Балабаев Н.К., Маневич Л.И. // ЖЭТФ. - 2002. - Т. 121, №4 - С.884-896.

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

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

118. Хаимзон Б.Б. Изучение распределения атомов в ходе диффузии на квадратной решетке // Известия высших учебных заведений. Сер. Физика. -2002.-№8.-С. 158-161.

119. Гафнер СЛ. Анализ и имитационное моделирование процесса термического отжига меди, подвергнутой облучению: Дис. канд. физ.-мат. наук: 01.04.07. Абакан, 2004. 139 с.

120. Старостенков М.Д., Кондратенко М.Б., Холодова Н.Б., Полетаев Г.М. Методы описания межатомных, межмолекулярных взаимодействий в конденсированных средах // Ползуновский альманах. 2004. - №4. - С. 7278.

121. Duesbery M.S. Discussion: Interatomic potentials and simulation lattice defects. N-Y, 1972. - P. 458-460.

122. Dmitriev S.V., Ovcharov A.A., Starostenkov M.D., Shigenari T. Behavior of the initially perfect f.c.c crystal under homogeneous deformation // Transactions of the Materials Research Society of Japan. 1996. - V.20. - P. 791-794.

123. The Static Waves of Atomic Displacements Accumulation Effect Inside a Zone from Elastic to Plastic Transformation / Starostenkov M.D., Ovcharov A.A. // Carbon, 1998. - 36, No5-6. - P. 633-636.

124. Ovcharov A.A., Dmitriev S.V., Starostenkov M.D. The Atomic Displacements Static Waves Inside a Zone from Elastic to Plastic Transformation // CMR, 1998. № 9. - P. 325-328.

125. Баранов M.A. Исследование состояния кристаллической решетки вблизи плоских дефектов в сплавах со сверхструктурой В2: Дис. канд. физ.-мат. Наук: 01.04.07. Барнаул, 1989.-202 с.

126. Roy D., Manna A., Sen Gupta S.P. The application of the Morse potential function in ordered Cu3Au and Cu3Au alloys // J. Phys. F.: Metall Phys. 1972. -V.2, № 11. - P. 1092-1099.

127. Атомная структура антифазной границы и ее влияние на состояние решетки вблизи дислокации в упорядоченных сплавах со сверхструктурой12 / А.И. Царегородцев, Н.В. Горлов, Б.Ф. Демьянов и др. // ФММ.-1984.-Т. 58, вып. 2. С. 336-343.

128. Moss S.C., X-Ray measurement of short-range order in Cu3Au // J. Appl. Phys. 1964. - V. 35, № 12. - P. 3547-3553.

129. Э.В.Козлов, A.C. Тайлашев, Д.М. Штерн и др. Превращение порядок-беспорядок в сплаве Ni3Fe. // Изв. высш. учебн. заведений СССР. Сер. физика. 1977. - № 5. - С.32-39.

130. Moss S.C., Clapp Р.С. Correlation functions of disordered binary alloys. Ill // Phys. Rev. 1968. -V. 171., № 3. - P. 767-777.

131. Иверонова В.И. Ближний порядок в твердых растворах / Иверонова В.И., Кацнельсон А.А. М.: Наука, 1977. - 256 с.

132. Yu. S. Stark et al. Monte Carlo determination of long-range pair interaction energies from diffuse scattering of X-rays by alloys // Phys. stat. sol (b). -1983.-V.119.-P. 147-151.

133. Старостенков М.Д., Кондратенко М.Б., Полетаев Г.М., Холодова Н.Б., Старостенков Д.М., Денисова Н.Ф. Исследование процессов рекристаллизации в двумерном кристалле Ni3Al // Ползуновский вестник. -2005.-№2.-С. 29-35.

134. Horton J.A., Lin S.T. Anisotropic antiphase boundaries in rapidle solidified Ni3Al // Acta Met. -1985. V.33, № 12. - P. 2191-2199.

135. Гринберг Б.А. Новые методы упрочнения упорядоченных сплавов. / Гринберг Б.А., Сюткина В.И. -М.: Металлургия, 1985. 174 с.

136. Suzuki К., Ichihara М., Takeushi S. Dissociated structure of superlattice diclocations in Ni3Ga with the L\2 structure // Acta Met. 1979. - V. 27, № 2. -P. 193-200.

137. Старостенков М.Д. Анизотропия энергии образования антифазных границ в Ll2 сплавах // Физика металлов и металловедения. 1991. - № 11.-е. 5361.

138. Старостенков М.Д., Горлов Н.В. Энергия упорядочения и ориентационная анизотропия АФГ в сплавах со сверхструктурой Ll2 // Изв. СО АН СССР. Сер. тех. наук. 1986. - Т.14, вып.6. - С 91-93.

139. Полетаев Г.М. Исследование процессов взаимодиффузии в двумерной системе Ni-Al: Автореф. канд. физ.-мат. наук. Барнаул, 2002. - 24 с.

140. Machlin E.S. Lattice energy functions for prediction of structural properties of alloyphases // Mat.Res. Soc. Symp. Elsvier.: Science Publishing. 1983. - V.19. -P. 67-80.

141. Баранов M.A. Квазиэлектростатический подход к описанию металлических систем: Препринт. / М.А. Баранов, М.Д. Старостенков. -Барнаул: Изд-во АлтГТУ, 1998. 40с.

142. Maeda К., Vitek V., Sutton S. Interatomic potentials for atomic studies of defects in binary alloys // Acta Met. 1982. -V. 30, № 12. - P. 2001-2010.

143. Inden G., Bruns S. end Ackerman H. Antiphase boundary energies in ordered fee alloys. // Phil. Mag. A. -1986. V.53, N.l. - P. 87-100.

144. 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. 1721-1731.

145. 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 etternaire//J. Physigue. 1987.-V. 48. - P. 1733-1740.

146. Hirashi Ninomiya, Tetsuo Eguishi, Kamemoto Hideo. Dynamics of pattern formation of antiphase ordered domain structures in alloy. // Phase transit. B. -1990.-V.28,№ 1-4.-P. 125-131.

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

148. Turchi P.E.A., Finel A. Ordering phenomena in A-15 based alloys. // Phys. Rev. 1992. - V.46, №2. - P. 702-720.

149. Fultz B. Kinetics of short-range B2 ordering in FeCo. // Phys. Rev. B. 1991. -V.44, №18. - P.9805-9811.

150. Saito Y., Harada H. The Monte-Carlo simulation of ordering kinetics in Ni-base superalloys // Mfterial Scienct end Engineering. 1997. - A 223. - P. 1-9

151. Athenes M., Bellon P., Martin G and Haider F. A Monte-Carlo study of B2 ordering and precipitation via vacancy mechanism in bcc lattices // Acta Mater. -1996. V. 44, N.12. - P. 4739-4748.

152. Вакс В.Г. Кинетические явления в упорядочивающихся сплавах // Соросовский образовательный журнал. 1997. - №8. - С. 105-115.

153. Статистика конфигурации в необратимой кинетической модели Изинга. / Сандаков Г.И., Хитрин А.К. // ФТТ. -1993. Т.35, № 10. - С.2640-2647.

154. Okuda Н., Osamura К. Computer simulation of the kinetics of phase decomposition with the Ll2 type ordering in an Ising lattice system at low temperature //Acta Metall Mater. V.42. - P. 1337-1343.

155. Starostenkov M.D., Andruhova O.V., Lomskih N.V., Gurova N.M., Borissov A.V. Computer simulation of a thermoactivated process of atomic structure reconstruction in thin films // Computational Materials Science. -V. 14, No. 1-4. -1999.-P. 197-202.

156. Андрухова O.B. Компьютерное моделирование атомного упорядочивания и фазового перехода порядок-беспорядок в бинарных сплавахстехиометрического состава: Автореф. дис. канд. физ.-мат.наук. Барнаул. 1997. -24 с.

157. Jamaguchi М. Atomistic studies of dislocations and stacking fault-type defects in LI2 ordered structures. / M. Jamaguchi, V. Vitek, D.P. Pope. // Dislocat. Model. Phys. Syst. Proc. Conf. Gainesville, 1981. - P. 280-284.

158. Jamaguchi M., Paidar V., Pope D.P., Vitek V. Dissociation and core structure in anunstressed crystal. // Phil. Mag. A. 1982. - V.45, N.5. - P.867-882.

159. Баранов M.A. Энергия образования атомных конфигураций плоских и точечных дефектов в упорядоченных ОЦК сплавах: Дис. докт. физ.-мат.наук: 01.04.07.-Барнаул, 1999.-324 с.

160. Старостенков М.Д. Кристаллическое описание планарных дефектов в сверхструктурах: Дис. докт. физ.-мат. наук в виде научного доклада: 01.04.07. Барнаул, 1994. -85 с.

161. Торги Н.Г. Компьютерное моделирование разрушения твёрдого аргона: Автореф. дис. канд. физ.-мат.наук: 01.04.07. Барнаул, 2000. -25 с.

162. Демьянов Б.Ф. Атомная структура границ зерна наклона в металлах и упорядоченных сплавах на основе кубической решётки: Автореф. дисс. докт. физ.-мат. наук: 01.04.07. Барнаул, 2001. -39 с.

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

164. Старостенков М.Д. Исследование особенностей диффузии в двумерных кристаллах Ni3Al и Cu3Au / М.Д. Старостенков, Г.М. Полетаев, М.К. Скаков,

165. И.А. Демина, М.Б. Кондратенко, Н.Б. Холодова // Сб. тезисов докладов VII Международной школы-семинара «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах. Компьютерное моделирование». Усть-Каменогорск: Изд-во ВКТГУ, 2003. - С. 217-218.

166. Пацева Ю.В. Исследование особенностей самодиффузии в двумерных металлах: Автореф. дис. канд. физ.-мат. наук. Барнаул, 2005. - 24 с.

167. Денисова Н.Ф. Компьютерное моделирование термоактивируемой структурной перестройки в бикристалле Ni-Al: Автореф. дис. канд. физ.-мат. наук. Барнаул. 2006. - 23 с.

168. Демина И.А. Компьютерное моделирование термоактивируемого фазового превращения «порядок-беспорядок» в упорядочивающихся сплавах со сверхструктурой Ll2: Автореф. дис. канд. физ.-мат. наук. -Р.Казахстан, Ал маты. 2006. 21 с.

169. Попова Г.В. Стабильность межфазных границ композиционных материалов системы Ni-Al: Автореф. дис. канд. физ.-мат. наук. Барнаул. 2006. - 22 с.

170. Механизм миграции дивакансионных комплексов в двумерном кристалле №зА1 / Старостенков М.Д., Дудник Е.А., Дудник В.Г. // Письма в ЖТФ. -2003. Т. 29., вып. 16.-С. 6-10.

171. Овчаров А.А. Моделирование структурной перестройки ГЦК кристалла при деформации: Дис. канд. физ.-мат. наук: 01.04.07. Барнаул, 1999. -183 с.

172. Старостенков М.Д., Холодова Н.Б., Кондратенко М.Б. Пары Френкеля и их роль в процессе разупорядочения сплава Ni3Al // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2006. - № 2. - С. 117-122.

173. Механизм взаимной диффузии вблизи межфазной границы в двумерной системе Ni-AI / Полетаев Г.М., Старостенков М.Д. // Письма в журнал технической физики. 2003. - Т.29, № 11. - С. 30-34.

174. Старостенков М.Д., Кондратенко М.Б., Полетаев Г.М., Холодова Н.Б. Роль динамических пар Френкеля в термоактивируемых процессах разупорядочения интерметаллических фаз // Ползуновский вестник. 2005. -№2. - С. 79-84.

175. Starostenkov M.D., Medvedev N.N., Poletaev G.M., Pozhidaeva O.V. Aggregatization of Frenckel Pairs in Metallic Materials at External High-Energetic Impulsive Influences // Известия вузов. Сер. Физика. 2006. - № 10. -С. 364-366.

176. Радиационно-стимулированная агрегатизация дефектов Френкеля в твердых телах / B.J1. Винецкий, Ю.Х. Калнинь, Е.А.Котомин, А.А. Овчинников // УФН. 1990. - Т. 160, вып. 10. - С. 1-33.

177. Order in the atomic distribution of coordination spheres in perovskite-related oxides / M.D.Starostenkov, A.N.Zdanov, O.H. Starostenkova // Solid State Ionics 108.-1998.-P.137-140.

178. Starostenkov M.D. Point defects and their influence on thermoactivated disordering process of Ni3Al intermetallic / M.D. Starostenkov, N.B. Cholodova, G.M. Poletaev // Book of Abstracts of 2006 E-MRS Fall Meeting. Warsaw (Poland), 2006. H-l.-P. 185.

179. Старостенков М.Д. Точечные дефекты и их влияние на термоактивируемый процесс разупорядочения интерметаллида Ni3Al / М.Д. Старостенков, Н.Б. Холодова, М.Б. Кондратенко, JI.M. Кобзарь // Тезисы докладов Международной конференции «MESOMECH'2006