Помощь в написании студенческих работ
Антистрессовый сервис

Компьютерное моделирование деформации и разрушения нановолокон интерметаллида сверхструктуры L12 (M) NI3AL

Диссертация: Компьютерное моделирование деформации и разрушения нановолокон интерметаллида сверхструктуры L12 (M) NI3AL
ДиссертацияПомощь в написанииУзнать стоимостьмоей работы

На каждой стадии деформации реализуются характерные для нее особенности структурно-энергетических превращений в нановолокне. а) На стадии квазиупругой деформации происходит накопление точечных дефектов (вакансий и междоузлий). При повышении температуры эксперимента происходит увеличение количества вновь образующихся точечных дефектов. Напряжение на захватах растет линейно. Изменение атомной… Читать ещё >

Компьютерное моделирование деформации и разрушения нановолокон интерметаллида сверхструктуры L12 (M) NI3AL (реферат, курсовая, диплом, контрольная)

Содержание

  • I. СОВРЕМЕННЫЕ ПРЕДСТАВЛЕНИЯ О НАНОВОЛОКНАХ И ДЕФОРМАЦИИ НАНОВОЛОКОН С ВНЕДРЕННЫМИ ДЛИННОГШРИОДИЧЕСКИМИ ДЕФЕКТАМИ
    • 1. 1. Свойства и применение нановолокон
      • 1. 1. 1. Промышленное производство наноматериалов и получение композитов на их основе
      • 1. 1. 2. Методы экспериментальных и компьютерных исследований наноматериалов
      • 1. 1. 3. Обзор методов компьютерного моделирования
    • 1. 2. Деформация нановолокон и виды дефектов, возникающих во время деформации
      • 1. 2. 1. Нульмерные дефекты
      • 1. 2. 2. Одномерные дефекты
      • 1. 2. 3. Роль дислокаций в процессах структурной перестройки во время деформации
      • 1. 2. 4. Двумерные дефекты
      • 1. 2. 5. Изучение влияния свободной поверхности на свойства нанообъектов
      • 1. 2. 6. Исследование влияния двойников на деформационные свойства нановолокон
      • 1. 2. 7. Трехмерные дефекты
    • 1. 3. Длиннопериодические структуры и сверхструктуры
      • 1. 3. 1. Мартенситные превращения
      • 1. 3. 2. Антифазные границы в длиннопериодических структурах
      • 1. 3. 3. Исследования формирования длиннопериодических сверхструктур
      • 1. 3. 4. Формирование длиннопериодических сверхструктур в процессе деформации
      • 1. 3. 5. Кинетика разрушения длиннопериодических сверхструктур
      • 1. 3. 6. Существование длиннопериодических сверхструктур в различных условиях
    • 1. 4. Постановка задачи
  • II. МОДЕЛЬ КОМПЬЮТЕРНОГО ЭКСПЕРИМЕНТА
    • 2. 1. Построение компьютерной модели деформации длиннопериодических структур
      • 2. 1. 1. Описание метода молекулярной динамики
      • 2. 1. 2. Выбор потенциалов межатомного взаимодействия
      • 2. 1. 3. Методика термостабилизации нановолокна
      • 2. 1. 4. Описание использованной модели термического всестороннего расширения нановолокна
      • 2. 1. 5. Описание модели граничных условий и жестких захватов
      • 2. 1. 6. Выбор температуры компьютерного эксперимента
    • 2. 2. Внедрение длиннопериодических АФГ в нановолокна с ориентациями осей растяжения в направлениях <001>, <011>и<111>
      • 2. 2. 1. Выбор размера нановолокна и соотношения длина-диаметр
      • 2. 2. 2. Нановолокна с внедренными длиннопериодическими АФГ в направлении <001>
      • 2. 2. 3. Нановолокна с внедренными длиннопериодическими АФГ в направлении <011>
      • 2. 2. 4. Нановолокна с внедренными длиннопериодическими АФГ в направлении <111>
    • 2. 3. Используемая методика анализа и визуализаторы атомной структуры
      • 2. 3. 1. Количественные оценки и расчеты структурно-энергетических превращений вблизи ДС
    • 2. 3. T. Описание применяемых в работе визуализаторов атомной структуры
  • III. ВЛИЯНИЕ ПЛАНАРНЫХ ДЕФЕКТОВ НА СТРУКТУРНО-ЭНЕРГЕТИЧЕСКИЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ПРОЦЕССЕ ОДНООСНОЙ ДЕФОРМАЦИИ НАНОВОЛОКОН ИНТЕРМЕТАЛЛИДА NI3AL
    • 3. 1. Деформация нановолокон в направлении <001>
    • 3. 2. Деформация нановолокон в направлении <011>
    • 3. 3. Деформация нановолокон в направлении <111>
  • IV. ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРНО-ЭНЕРГЕТИЧЕСКИХ ПРЕВРАЩЕНИЙ, ПРОИСХОДЯЩИХ В ПРОЦЕССЕ ДЕФОРМАЦИИ ДЛИННОПЕРИОДИЧЕСКИХ СТРУКТУР
    • 4. 1. Деформация нановолокон, содержащих ДС, в направлении <001>
      • 4. 1. 1. Влияние периода антифазности на механизмы деформации, происходящие в нановолокнах, содержащих ДС
      • 4. 1. 2. Влияние периода антифазности на временные интервалы стадий деформации
      • 4. 1. 3. Влияние периода антифазности на предел текучести нановолокон Ni3Al, содержащих ДС
    • 4. 2. Деформация нановолокон, содержащих ДС, в направлении
  • 011. >
    • 4. 2. 1. Влияние периода антифазности на механизмы деформации, происходящие в нановолокнах, содержащих ДС
    • 4. 2. 2. Влияние периода антифазности на временные интервалы-стадий деформации
    • 4. 2. 3. Влияние периода антифазности на предел текучести нановолокон №зА1, содержащих ДС
    • 4. 3. Деформация нановолокон, содержащих ДС, в направлении
  • 111. >
    • 4. 3. 1. Влияние периода антифазности на механизмы деформации, происходящие в нановолокнах, содержащих ДС
    • 4. 3. 2. Влияние периода антифазности на временные интервалы стадий деформации
    • 4. 3. 3. Влияние периода антифазности на предел текучести нановолокон N13AI, содержащих ДС

Физические и механические характеристики веществ в конденсированном состоянии в немалой степени определяются размером и структурой: с уменьшением размера «элементарных» частиц, из которых состоит материал, обнаруживается повышение прочности и уменьшение пластичности [1]. Среди групп нанообъектов в последние пять лет особое внимание уделяется металлическим нановолокнам или нанопроволокам [2]. Нановолокнами называют материалы, имеющие в поперечном сечении размер не более 100 нм и значительно протяженные по длине.

В настоящее время наибольший интерес вызывают конденсированные системы или нановолокна с периодическими структурными неоднородностями наномасштаба. Это, прежде всего, полупроводниковые системы, которые могут явиться в перспективе основой принципиально нового уровня электроникинаноэлектроники, что повлечет за собой развитие технологии и возможностей управления и обработки информации. Другие важные системы включают наноструктурированные металлы и сплавы на их основе, которые имеют уникальные свойства и могут быть использованы как конструкционные или функциональные материалы [1].

Актуальным объектом исследования в настоящее время являются длиннопериодические металлические сплавы (ДПС) или нановолокна, содержащие длиннопериодическую структуру (ДС) [3−7]. Прежде всего, это обусловлено тем, что они достаточно давно изучаются и накоплен большой экспериментальный материал. Особыйинтерес с точки зрения выбора объекта исследования представляют те металлы, и сплавы, у которых, во-первых, длинный период имеет наноразмер. Во-вторых, слабоустойчивы к внешним воздействиям (температуре, нагрузке, легированию и пр.). В-третьих, имеется 4 спектр структурных состояний вблизи границы потери устойчивости, и эти состояния равновесны либо близки к равновесию. Этим требованиям отвечают, в частности, упорядоченные сплавы и интерметаллиды, содержащие ДС. От обычных упорядоченных систем с простой сверхструктурой они отличаются тем, что в сплавах этого класса упорядоченное расположение атомов периодически или квазипериодически нарушается антифазными границами (АФГ). Обычно в упорядоченных сплавах и интерметаллидах АФГ энергетически невыгодны, однако в системах с длиннопериодической наноструктурой АФГ являются равновесными элементами структуры. Учитывая, что механизмы структурно-энергетических превращений при различных режимах нагрузки, в частности одноосной деформации, позволяют объяснить аномальные прочностные свойства ДПС, то есть свойства ДПС сопротивляться разрушению и необратимому изменению формы, ставится задача изучения механизмов структурно-энергетических превращений, происходящих в процессе высокоскоростной деформации одноосного растяжения нановолокон интерметаллида №зА1, содержащих ДС. Исследуемая задача интересна с точки зрения развития теоретических представлений о свойствах ДПС и создания новых видов наноматериалов с заданными свойствами.

Объекты для исследования в настоящей работе — это нановолокна интерметаллида №зА1, содержащие ДС, на основе ГЦК решетки с внедренной концентрацией длиннопериодических АФГ [8]. Под нановолокном, содержащим ДС, понимают протяженный монокристалл, в кристаллической решётке которого периодически внедрены планарные дефекты — АФГ в направлении деформации.

Наряду с экспериментальными методами исследования, в последние пять лет в научной литературе отмечается рост публикаций с привлечением численных методов, посвященных изучению структурно-энергетических превращений в процессе высокоскоростной деформации (со скоростями 10 -Ю10 с" 1) нановолокон на основе чистых металлов (Аи, Ag, М, А1 и др.) и сплавов. Однако недостаточно изученными остаются свойства нановолокон интерметаллидов, содержащих ДС, в частности №зА1. Данный материал обладает положительной температурной зависимостью предела текучести: Ири деформации в таких сплавах, может происходить сочетание структурных и сверхструктурных изменений, обуславливающих различные эффекты:

Таким1 образом, настоящее исследование, с привлечением^ метода5 молекулярной" динамики, структурно-энергетических превращений в, нановолокнах ГЦК интерметаллида №зА1, содержащих ДС, в процессе высокоскоростной деформации одноосного растяжения, является актуальным.

Цель работы заключается в изучении методами компьютерного моделирования на атомном уровне процессов структурно-энергетических превращений в нановолокнах с внедренными длиннопериодическими планарными дефектами, такими как АФГ сдвигового (САФГ) и термического (ТАФГ) типов, подвергнутых высокоскоростной динамической деформации одноосного растяжения. Для достижения указанной цели в работе ставились следующие задачи:

1% Исследовать механизмы структурно-энергетических превращений, происходящие в нановолокнах, содержащих ДС, ГЦК сплава № 3А1 со сверхструктурой Ь12(М) в процессе высокоскоростной одноосной деформации.

2.

Изучить влияние формы, размера и ориентации оси растяжения нановолокна на развитие и особенности структурно-энергетических превращений во время одноосного растяжения.

3.

Произвести^ оценку влияния температуры на структурно-энергетические превращения на. различных стадиях деформации.

Оценить, влияние внедренных одиночных планарных дефектов на-структурно-энергетические превращения, происходящие в нановолокне во время деформации.

5. Оценить влияние внедренного комплекса планарных дефектов на временные интервалы стадий деформации.

Научная новизна. диссертационной работы заключается.'в том, что методом молекулярной динамики на атомном уровне исследованы процессы структурно-энергетических превращений, происходящие в нановолокнах №зА1 с внедренными длиннопериодическими планарными дефектами, такими как САФГ и ТАФГ, в процессе высокоскоростной деформации растяжения при различных температурах.

Исследованы механизмы, реализующие структурно-энергетические превращения, характерные для каждой стадии деформации. Произведена оценка влияния формы, размера, наличия одиночных и комплекса АФГ, внедренных в нановолокно, на механизмы атомных перестроек во время деформации. Получено, что общим для всех типов нановолокон при исследуемых температурах является присутствие четырех стадий деформации: упругая, пластическая, течения и разрушения. На каждой стадии реализуются характерные для нее структурные перестройки.

Внедрение одиночных АФГ в нановолокно оказывает влияние на механизмы структурно-энергетических превращений, происходящих в нановолокне во время деформации. Выявлены особенности влияния внедренных САФГ и ТАФГ на области сдвига частей нановолокна и области зарождения очага деформации. Установлено, что наличие одиночных и комплекса планарных дефектов в нановолокне влияет Hat местоположение шейки и характер разрушения.

Показано, что при внедрении комплекса планарных дефектов изменяются механизмы и временные интервалы одноосной деформации. Установлено, что при внедрении длиннопериодических АФГ в направлении <001>, <111> происходит скольжение участков нановолокна преимущественнопо плоскостям {111} с «пробиванием» АФГ. В направлении <011> антифазные домены (АФД) образуются поворотом участков нановолокна. При увеличении периодаантифазностт АФГ в направлениях <001>, <011> область зарождения" деформациинаходится между двумя ближайшими внедреннымиАФГ. С увеличением периода антифазности происходит, увеличениедлительности стадии пластической деформации.

Настоящая диссертация состоит из введения, четырех глав, заключения? и списка литературы.

4.4. Основные выводы.

В направлении <001>

1. На основании полученных результатов исследования структурно-энергетических превращений, происходящих в нановолокнах интерметаллида №зА1 с внедренными длиннопериодическими АФГ в процессе высокоскоростной деформации растяжения, выявлено четыре основных стадии деформации: квазиупругая, пластическая, течения, разрушения.

2. На каждой стадии деформации реализуются характерные для нее особенности структурно-энергетических превращений в нановолокне. а) На стадии квазиупругой деформации происходит накопление точечных дефектов (вакансий и междоузлий). При повышении температуры эксперимента происходит увеличение количества вновь образующихся точечных дефектов. Напряжение на захватах растет линейно. Изменение атомной структуры нановолокна не наблюдается. В конце первойстадии происходит зарождение области деформации. Установлено, что область деформации при температурах 10 и 300 К локализуется вблизи АФГ, расположенной ближе всех к месту зарождения8 деформации.'. Происходит проскальзывание, частей! нановолокна с одновременным образованием АФД. Наблюдается падение запасенной энергиии напряжениям на захватах. При температуре 1100 К место зарождения деформации носит случайный характер. б) На стадии пластической деформации* происходит скольжение участков нановолокна преимущественно по плоскостям {111}. Происходит циклический процесс «проскальзывание частей нановолокна — локализация сдвига на длиннопериодической АФГ — восстановление ГЦК структуры». Значительное влияние на особенности структурно-энергетических превращений оказывает температурный режим исследования. Так, при температурах 10 и 300 К структурные перестройки в нановолокне носят прогнозируемый характер. Установлено, что период антифазности влияет на временные интервалы стадий деформации. в) На стадии течения внутренняя перестройка структуры нановолокна происходит в области шейки. Значительных изменений величин запасенной энергии и напряжения на захватах не наблюдается. г) На стадии разрушения нановолокно разделяется на две части, структурной перестройки и изменения топологии не обнаружено. После сверхбыстрого охлаждения в некоторых модельных конфигурациях зафиксировано образование новых дефектов упаковки, двойников.

3. Выявлено, что наличие дефектов в виде АФГ при исследовании нановолокна, содержащего ДС, значительно влияет на изменение временных интервалов начала стадии пластической деформации. При внедрении АФГ в нановолокно происходит сокращение временных интервалов стадии квазиупругой деформации. Вместе с тем, изменение количества внедренных АФГ (изменение периода антифазности) в нановолокне существенно не влияет на изменение временных интервалов начала стадии пластической деформации. Обнаружено, что при температурах 10 и 300 К с увеличением количества внедренных С АФГ /4<110>{001} значительно увеличивается время разрушения.

4. Показано, что внедрение САФГ ¼<11'0>{001} в идеальное бездефектное нановолокно Ni3Al с определенным периодом влияет на величину предела текучести. Так, при температуре 10 К с увеличением периода антифазности наблюдается снижение напряжения на захватах и, как результат, снижение величины предела текучести с 17,5 до 16,5 ГПа. Напротив, при температурах 300 и 1100 К наличие внутренних дефектов наноструктуры не влияет на-величину предела текучести.

В направлении <011>

1. Исследование структурных превращений, происходящих в нановолокнах интерметаллида N13AI с внедренными длиннопериодическими АФГ в процессе высокоскоростной деформации растяжения в направлении <011>, позволяет выявить четыре основных стадии деформации: квазиупругую, пластическую, течения и разрушения.

2. Отмечено, что на каждой стадии деформации реализуются характерные для нее особые структурно-энергетические превращения в нановолокне. а) На стадии квазиупругой деформации происходит накопление точечных дефектов (вакансий, бивакансий, междоузельных атомов и др.). При повышении температуры эксперимента происходит увеличение интенсивности образования точечных дефектов. Величина напряжения на захватах растет по линейному закону. Изменение структуры нановолокна не наблюдается. В конце первой стадии происходит зарождение очага деформации. Установлено, что очаг деформации при температурах 10 и 300 К локализуется симметрично по обеим сторонам АФГ обоих типов. Происходит поворот частей нановолокна с образованием АФД. Наблюдается падение запасенной энергии и напряжения на захватах. При температуре 1100 К место зарождения очага деформации носит случайный характер. i б) Стадия пластической деформации характеризуется процессом поворота частей нановолокна друг относительно друга вне зависимости от температуры компьютерногоэксперимента. Наблюдаетсяпоявление на поверхности нановолокна линий скольжения — ступенек, вышедших на поверхность краевых дислокаций. Образование АФД происходит путем поворота частей-нановолокна друг относительно друга. Скольжение атомных блоков происходит преимущественно по плоскостям типа {111}, не параллельных оси растяжения.

Зафиксировано увеличение размеров двух образовавшихся параллельно ориентированных АФД. Границы АФД представляют собойатомы с ГПУ топологией ближайших соседей.

При температурах 10 и 300 К места скольжения участков нановолокна локализуются на АФГ. Так, при 2 внедренных САФГ 1Л<110>{011}, ТАФГ АА, ТАФГ АВ поворот участков нановолокна происходит симметрично относительно внедренных АФГ. При увеличении периода антифазности, в случае четного количества внедренных АФГ, образование АФД происходит симметрично относительно каждой нечетной внедренной АФГ. В случае нечетного количества внедренных АФГ локализация сдвига происходит симметрично каждой четной АФГ. Получено, что при увеличении периода антифазности АФГ область зарождения деформации находится между двумя ближайшими внедренными АФГ. Процесс поворотов участков, с одновременным образованием АФД и скольжением частей нановолокна, происходит преимущественно по плоскостям <-101>.

Получено, что в случае, если величина периода антифазности четная, то в нановолокне происходит локализация краевых дислокаций на каждой нечетной АФГ. В случае, если величина периода антифазности нечетная, то в нановолокне происходит локализация краевых дислокаций на каждой четной АФГ. С увеличением периода антифазности более 4 в нановолокне не наблюдается увеличения вновь образующихся АФД. в) Третья стадия деформации характеризуется внутренней перестройкой структуры нановолокна в области шейки. Значительных изменений величин запасенной энергии и напряжения на захватах не наблюдается. г) На четвертой стадии — разрушении нановолокно разделяется на две независимые части, атомной перестройки структуры не обнаружено. После применения процедуры. сверхбыстрого охлажденияв нескольких экспериментах зафиксировано образование новых дефектов упаковки, АФГ.

3. При температурах 10 и 300 К увеличение периода антифазности САФГ ½<110>{011}, ТАФГ АА, ТАФГ АВ приводит к определенным изменениям! во временных интервалахстадий* деформации. При внедрении сдвиговых АФГ в, нановолокно механизм деформации. носит пластифицирующий" характер, увеличиваютсявременные интервалы" стадий? деформации, стадия течения? увеличивается с увеличением^ периода антифазности.

4. При внедрении термических АФГ в нановолокно механизм деформации-носит хрупкий характер, уменьшаются временные интервалы стадий деформации, структура шейки представляет собой аморфную зону. При температуре 1100 К значительного влияния периода антифазности на проскальзывание во время структурной перестройки в нановолокне на стадии пластической деформации не наблюдается.

В направлении <111>

1. Исследование структурных превращений, происходящих в нановолокнах интерметаллида № 3А1 с внедренными длиннопериодическими АФГ в процессе высокоскоростной деформации растяжения в направлении <111>, позволяет выявить четыре основных стадии деформации: квазиупругую, пластическую, течения и разрушения.

2. Отмечено, что на каждой стадии деформации реализуются характерные для нее структурно-энергетические превращения в нановолокне. а) На стадии квазиупругой деформации происходит накопление точечных дефектов (вакансий и междоузлий). При повышении температуры, эксперимента происходит увеличение количества образовывающихся"точечных дефектов. Напряжение на захватах растет линейно: Изменение структуры нановолокна не наблюдается. Вконце первой" стадии" происходит зарождение области деформации. Установленочто область деформации притемпературах 10 и 300 К локализуется, между АФГ. Происходит проскальзывание? частей нановолокна в, виде клиньев с образованиемАФД. Наблюдаетсяпадение запасенной энергии и напряжения на захватах. При температуре 1100 К место зарождения деформации носит случайный характер. б) На стадии пластической деформации происходит коллективное скольжение атомных блоков преимущественно по плоскостям {111}. Пр^ температурах 10 и 300 К происходит циклический процесс «одновременное проскальзывание частейнановолокна — локализация сдвига на длиннопериодической АФГ — восстановление ГЦК структуры». При температуре 1100 К сдвиг блока атомов в виде клина по плоскостям {111} «пробивает» АФГ и распространяется в близлежащий АФД. Обнаружено значительное влияние температурного режима на особенности структурно-энергетических превращений. Так, при температурах 10 и 300 К структурные перестройки в нановолокне носят прогнозируемый характер. При температуре 1100 К влияние периода антифазности на проскальзывание во время структурной перестройки в нановолокне на стадии пластической деформации не наблюдается. Этот факт можно объяснить низким порогом термоактивации нановолокна и незначительной энергией внедренного дефекта. Установлено, что период антифазности значительно влияет на временные интервалы стадий деформации. в) На стадии течения структурно-энергетические превращения происходят в области шейки. Значительных изменений величин запасенной энергии и напряжения на захватах не наблюдается. г) На стадии разрушения нановолокно разделяется на две части. После сверхбыстрого охлаждения в некоторых случаях зафиксировано образование новых дефектов упаковки, двойников.

3. Получено, что наличие дефектов в виде АФГ при< исследовании нановолокна, содержащего ДС, значительно влияет на изменение временных интервалов начала стадии пластической-деформации. При внедрении" АФГ в нановолокно происходит незначительное сокращение (не более 0,5%) значений временных интервалов стадии квазиупругой деформации. Обнаружено, что при температурах 10 и 300 К при увеличении количества внедренных САФГ ½<110>{111} увеличивается время разрушения нановолокна. При температуре 1100 К значительного влияния длиннопериодических АФГ на время разрушения нановолокна не обнаружено.

4. Получено, что внедрение САФГ ½<110>{111} в бездефектное нановолокно с определенным периодом влияет на величину предела текучести. Так, при температурах 10 и 300 К с увеличением периода антифазности наблюдается незначительно падение напряжения на захватах. При температуре 300 К обнаружено снижение величины напряжения с 17,8 ГПа до 16,4 ГПа. При температуре 1100 К наличие внутренних структурных дефектов наноструктуры не влияет на величину предела текучести.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

.

В результате исследований! структурно-энергетических превращений*, в процессе деформации растяжения нановолокон ГЦК интерметаллида №зА1, содержащих ДС, получено, что общими элементами для всех типов нановолокон при исследуемых температурах является присутствие четырех стадий деформации: упругая, пластическая, течения и разрушения.

Форма нановолокна значительно не влияет на величину предела текучести. Более устойчивым к деформации является нановолокно с наиболее плотноупакованными боковыми гранями. Ориентация оси растяжения влияет на особенности структурно-энергетических превращений в нановолокне №зА1 с внедренными АФГ.

Длина нановолокна влияет на величину временного интервала начала упругой деформации и длительность стадии пластической деформации. При увеличении размеров поперечного сечения, без увеличения длины образца, происходит увеличение предела текучести кратно увеличению сечения нановолокна. При увеличении длины нановолокна, без увеличения сечения образца, происходит увеличение длительности стадии квазиупругой деформации кратно увеличению длины нановолокна.

Показано, что при внедрении ДС в модельный блок происходит изменение величины предела текучести: с увеличением периода антифазности величина предела текучести уменьшается.

Получено, что амплитуда колебаний графиков зависимости запасенной энергии от времени растяжения на стадии пластической деформации увеличивается с ростом температуры. В нановолокнах, с внедренной САФГ Уг< 110>{100} в центре расчетного блока, сдвиг локализуется-в одной из частей блока, разделенного АФГ. При наличии ТАФГ АВ сдвиги' равновероятно локализованы в каждой из частей нановолокна, относительно АФГ. Наличие ТАФГ АА приводит к тому, что первая стадия завершается аморфизацией зоны нанокристалла вблизи АФГ.

С повышением температуры в конце первой стадии наблюдается появление элементов аморфизации структуры. Стадия пластической" деформации завершается течением с образованием шейки. При наличии" САФР/2< 110> {100} шейка сохраняется в части блока между АФГ и захватом, в которой началась пластическая деформация. Аналогичная перестройка наблюдается во всех интервалах температур деформации в случае нанокристалла, имеющего в центре АФГ, состоящую из плоскостей Ni-Ni. При наличии ТАФГ АА, пластическая деформация локализуется в центре блока нанокристалла (при температурах компьютерного эксперимента 10 и 300 К), а при температуре 1100 К шейка может перемещаться в сторону одного из захватов. Характер разрушения блоков соответствует хрупкому разрушению при низких температурах и вязкому при повышении температуры эксперимента.

Показано, что ориентация оси растяжения нановолокна влияет на особенности структурно-энергетических превращений на второй стадии деформации.

При внедрении комплекса АФГ в направлении <001> с величиной периода антифазности от 2 до 7 на стадии пластической деформации происходит скольжение частей нановолокна преимущественно по плоскостям {111}. Происходит циклический процесс «проскальзывание частей нановолокна — локализация сдвига на длиннопериодической АФГвосстановление ГЦК структуры». Обнаружено, что при температурах 10 и 300 К при увеличении периода антифазности САФГ И<110>{001} значительно увеличивается время разрушения, происходит увеличение стадии пластической деформации.

В направлении <011> стадия пластической деформации характеризуется, процессом поворота частей нановолокна друг относительно друга. При увеличении периода антифазности, в случае четного количества внедренных АФГ, образование АФД происходит симметрично относительно каждой нечетной внедренной АФГ. В случае нечетного количества внедренных АФГ, локализация сдвига происходит симметрично каждой четной АФГ. Получено, что при увеличении периода антифазности АФГ область зарождения деформации находится между двумя ближайшими внедренными АФГ.

В направлении <111> на стадии пластической деформации происходит коллективное скольжение АФД преимущественно по плоскостям {111}. При температурах 10 и 300 К происходит циклический процесс «коллективное проскальзывание частей нановолокна — локализация сдвига на длиннопериодической АФГ — восстановление ГЦК структуры». При температуре 1100 К сдвиг по плоскостям {111} «пробивает» АФГ и распространяется в близлежащий АФД. При внедрение одиночной или комплекса АФГ наблюдается увеличение длительности стадии пластической деформации.

Показать весь текст

Список литературы

  1. Ю.Д. Нанотехнологии. Азбука для всех. М.: Физматлит, 2008. -368 с.
  2. Gleiter Н. Deformation of polycrystals // Proc. 2-nd RISO Inter. Sympos. Metallurgy and Materials Science. Ed. Hansen N. et al. Denmark, Roskilde: RISO Nat. Lab, 1981. — P. 15.
  3. Э.Г. Нанотрубки и фуллерены. М.: Физматкнига- Логос, 2006. — 374 с.
  4. А.И. Нанокристаллические материалы: методы получения и свойства.- Екатеринбург: УрО РАН, 1998. 200 с.
  5. В.А. Физическое материаловедение наноструктурных материалов. -М.: МГИУ, 2007.-424 с.
  6. С.В., Козлов Э. В., Старенченко В. А. Закономерности термического фазового перехода порядок беспорядок в сплавах со сверхструктурами. — 2007. — Томск: НТЛ. — 268 с.
  7. П.Колобов Ю) Р., Кашин O.A., Дударев Е. Ф., Валиев Р. З., Столяров В. В., Сагымбаев Е. Е. Высокопрочный наноструктурный титан- для медицинских имплантатов // Перспективные материалы. 2001. — № 6. — С. 55−59.f
  8. Д.И., Левина В:В., Дзидзигури Э. Л. Наноматериалы. М.: Бином. Лаборатория знаний, 2008. — 365 с.
  9. Hartgerink J.D., Beniash Е., Stupp S.I. Self-assembly and mineralization of peptide-amphiphile nanofibers//Science. 2001. — V. 294, № 5547. — P. 1684 — 1688.
  10. С. М. Technical feature nanoscale science and technology: building a big future from small things // MRS Bulletin. — 2003. — V. 28. — P. 486−491.
  11. Э.Г. Пиролитический синтез углеродных нанотрубок и нановолокон // Российский химический журнал. 2004. — Т. 48, № 5. — С. 12−20.
  12. В.М., Омороков Д. Б., Хабарова О. С., Шведова Е. В. Кинетика формирования нанопроволоки в процессе вакуумной конденсации металлов на поверхность кристалла // ФТТ. 2009. — Т. 51, № 11. — С. 2233−2236.
  13. В.Г., Саранин А. А., Зотов A.B., Лифшиц В. Г., Куянов HiA., Чукуров Е. И., Касьянова Т. В. Низкоразмерные структуры металлов на поверхности кремния // Вестн. ДВО РАН. 2005. — №. 1 — С. 103−115.
  14. P.A., Тийс С. А., Ольшанский Б. З. Формирование, наноточек и нанопроволок серебра на поверхности Si (557) // Письма в ЖЭТФ. 2004.- Т. 79, № 8. — С. 467−470.
  15. А.Н. Квазиодномерный транспорт в проводящих полимерных нанопроводах (Обзор)// ФТТ. 2007. — Т. 46, № 11. — С. 1921−1940.
  16. Quintero F., Mann A.B., Pou J., Lusquinos F., Riveiro A. Rapid production of ultralong amorphous ceramic nanofibers by laser spinning // Appl. Phys. Lett. 2007. -V. 90.-P. 153 109.
  17. Quintero F., Pou J., Lusquinosa F., Riveiro A. Experimental analysis of the production of micro- and nanofibres by laser spinning // Applied Surface Science: -2007. V. 254, № 4. — P. 1042−1047.
  18. Wang В., Fei G. Т., Zhou Y., Wu В., Zhu X., Zhang L. Controlled growth and phase transition of silver nanowires with dense lengthwise twins and stacking faults // Crystal Growth & Design. 2008. — V. 8, № 8. — P. 3073−3076.
  19. Moore N.W., Luo J., Huang J.Y., Mao S.X., Houston J.E. Superplastic nanowires pulled from the surface of common salt // Nano letters. 2009. — V. 9, № 6. — P. 2295−2299.
  20. Shtansky D.V., Kaneko K., Ikuhara Y., Levashov E.A. Characterization of nanostructured multiphase Ti-Al-B-N thin films with extremely small grain size // Surface and Coatings Technology. 2001. — V. 148. — P. 206 — 215.
  21. Terrenes M., Terrones H., Banhart F., Charlier J.-C., Ajayan P.M. Coalescence of single-walled carbon nanotubes // Science. 2000. — V. 288, № 5469. — P. 1226−1229.
  22. Banhart F., Charlier J.C., Ajayan P.M. Dynamic behavior of nickel atoms in graphitic networks // Phys. Rev. Lett. 2000. — Y. 84. — P. 686 — 689.
  23. Heyraud J. J., Metois J.J., Bermond J.M. The roughening transition of the Si {113} and Si{ 110} surfaces an in situ, real time observation // Surface Science. — 1999. -V. 425. — P. 48 — 56.
  24. Tanaka M., Takeguchi M., Furuya K. In situ observation-of indium nanoparticles deposited on Si thin films by ultrahigh vacuum field emission transmission electron microscope // Surface Science. 1999: — V. 433−435. — P. 491−495.
  25. Носкова- Н.И., Волкова Е. Г. Исследование деформации «in situ» нанокристаллического сплава Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9// ФММ. 2001. — Т. 92, № 4. -С. 107−111.
  26. Marszalek P.E., Greenleaf W. J, Li H., Oberhauser A.E., Fernandez J.H. Atomic force microscopy captures quantized plastic deformation in, gold nanowires*// PNAS.- 2000. V. 97, № 12. — P. 6282−6286.
  27. В.JI. Основы сканирующей зондовой микроскопии. Mi: Техносфера, 2004.'- 143 с.
  28. Дж., Эглинтон Г. Применение спектроскопии в органической химии.- М.: Мир, 1967. 280 с.
  29. А. А. и др. Методы спектрального анализа. М.: Изд-во МГУ, 1962.-509 с.
  30. К. Инфракрасные спектры неорганических и координационных соединений. М.: Изд-во МГУ, 1966. — 412 с.
  31. И.В. Рентгеновская фотоэлектронная спектроскопия дисперсных гетерогенных систем: Диссертация на соискание ученой степени д.ф.-м.н. -Киев, 2002. 285 с.
  32. Г. М. Атомные механизмы структурно-энергетических превращений в объеме кристаллов и вблизи границ зерен наклона в ГЦК металлах. Автореферат диссертации на соискание ученой степени д. ф.-м. н. -Барнаул, 2008. 38 с.
  33. Sob М., Friak М., Vitek V. Theoretical strength and onset of yielding in nanoindentation // Nanotech. 2002. — V. 2. — P. 279−282.
  34. Jelinck P., Perez R., Ortega J., Flores F. First-principles simulations of the stretching and final breaking of Al nanowires: mechanical properties and- electronical conductance // Phys. Rev. B. 2003. — V. 68. — P. 85 403 (6).
  35. Wipperman S., Koch N., Schmidt W.G. Adatom-induced conductance modification of In nanowires: potential-well scattering and structural effects // Phys. Rev. Lett. 2008. — V. 100. — P. 106 802 (4).
  36. Liang W., Zhou M. Size and strain rate effects in tensile deformation* of Cu nanowires // Nanotech. 2003. — V. 2. — P. 452−455.
  37. Park H.S., Cai W., Espinosa H.D., Huang H. Mechanics of crystalline nanowires // MRS Bulletin. 2009. — V. 34. — P. 178−183.
  38. Ji C., Park H.S. The coupled’effects of geometry and surface orientation-on the mechanical properties of metal nanowires // Nanotechnology. 2007. — V. 18. — P. 305 704 (8).
  39. Ji C., Park H.S. Characterizing the elasticity of hollow metal nanowires // Nanotechnology. 2007. — V. 18. — P. 115 707 (8).
  40. Ji C., Park H.S. The effect of defects on the mechanical behavior of silver shape memory nanowires // Journal of Computational and Theoretical Nanoscience. 2007. -V. 4,№ 3.-P 1−10.
  41. Ji C., Park H.S. Geometric effects on the inelastic deformation of metal nanowires // Appl. Phys. Lett. 2006. — V. 89. — P. 181 916.
  42. Park H.S., Gall K., Zimmerman J. A. Deformation of FCC nanowires by twinning and slip // Journal of the Mechanics and Physics of Solids. 2006. — V. 54. — P. 1862−1881.
  43. Park H.S., Ji C. On the thermomechanical deformation of silver shape memory nanowires // Acta Mater. 2006. — V. 54. — P. 2645−2654.
  44. Park H.S., Zimmerman J.A. Stable nanobrige formation in <110> gold nanowires under tensile deformation // Scripta Materialia. 2006. — V. 54. — P. 1127−1132.
  45. Park H.S., Zimmerman J.A. Modeling inelasticity and failure in gold nanowires // Phys. Rev. B. 2005. — V. 72. — P. 54 106 (9).
  46. Park H.S., Gall K., Zimmerman J.A. Shape memory and pseudoelasticity in metal nanowires // Phys. Rev. Lett. 2005. — V. 95. — P. 255 504 (4).
  47. Pokropivny A.V., Lohmus A., Lohmus R., Erts D., Pokropivny V.V., Olin H. In situ transformations of gold contacts studied by molecular dynamics simulations // Nanotech. 2004. — V. 3. — P. 173−175.
  48. Kum O. Orientation effects of elastic-plastic deformation at surfaces: nanoindentation of nickel single crystals // Nanotech. 2004. — V. 3. — P. 111−114.
  49. Chithrani B.D., Chan W.C.W. Elucidating the mechanism of cellular uptake and removal of protein-coated gold* nanoparticles of different sizes and' shapes //Nano Letters. 2007. — V. 7, № 6. — P. 1542−1550:
  50. Diao J., Gall K., Dunn M.L., Zimmerman J.A. Atomistic simulations of the yielding of gold nanowires // Acta Mater. 2006. — V. 54. — P. 643−653.
  51. Liang W., Zhou M. Atomistic simulations reveal shape memory of FCC metal nanowires // Phys. Rev. B. 2006. — V. 73. — P. 115 409 (11).
  52. Д.С. Исследование зарождения пластической деформации в ГЦК материалах на атомном уровне. Автореферат диссертации на соискание ученой степени к.ф.-м.н. Томск, 2009. — 17 с.
  53. Zhou G., Gao К., Wang Y. et al. Atomic simulation of microcrack healing in aluminium // Modelling Simul. Mater. Sci. Eng. 2000. — V. 8. — P. 603−609.
  54. Ladd A.J.C., Woodcock L.V. Interfacial and co-existence properties of the Lennard-Jones system at the triple point // Mol. Phys. 1978. — V. 36, № 2. — P. 611 619.
  55. B.A., Синани А. Б. Компьютерное моделирование деформирования и разрушения кристаллов // ФТТ. 2001. — Т. 43, № 4. — С. 644−650.
  56. Ercolessi F., Parinello M., Tosatti E. Simulation of gold in the glue model // Phil. Mag. A 1988. — V. 58. — P. 213−218.
  57. Starostenkov M.D., Ovcharov A.A. Crystal argon stability under stretching stress // Computational materials science. 1999. — V. 14. — P. 215−219.
  58. Ovcharov A.A., Starostenkov M.D., Masalov V.I., Starostenkov D.M. Simulation6 of atomic structure evolution solid argon under impulsive loading // Transactions of the Materials Research Society of Japan. Tokyo. — 1996. — V. 20. — P. 835−838.
  59. B.B. Компьютерные модели в материаловедении // Труды конференции «Краевые задачи и математическое моделирование». — Новокузнецк, 2008. — Т. 2. — G. 82−90.
  60. .Д., Коробейников С. Н., Бабичев A.B. Компьютерное моделирование выпучивания нанотрубки при кручении // Сибирский журнал индустриальной математики. 2008. — Т. 11, № 1. С. 3−22.
  61. Р.Ю. Исследование механизмов диффузии по границам зерен в ГЦК металлах. Автореферат диссертации на соискание ученой степени к.ф.-м. н.- Барнаул, 2006. 23 с.
  62. М.Д., Денисова Н. Ф., Полетаев Г. М., Холодова Н. Б., Попова Г. В. Компьютерный эксперимент: его место, методы, проблемы, некоторые достижения в физике твердого тела // Вестник карагандинского университета. -2005.-№ 4.-С. 101−113.
  63. 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. Н.В. Моделирование на-ЭВМ плоских дефектов в упорядоченных сплавах типа А3 В и А3В(С): Диссертацшгна соискание ученой степени к. ф.-м. н.- Томск, 1987. 214 с.
  65. Park H.S. Stress-induced martensitic phase transition in intermetallic nickel' aluminum nanowires // Nano letters. 2006: — V.6, №*5. — P. 958−962.
  66. Li H., Sun F.W., Li Y.F., Liu X.F., Liew K.M. Theoretical studies of the stretching behavior of carbon nanowires and their superplasticity // Scripta Materialia.- 2008. V. 59. — P.-479−482.
  67. Taninorr S., Shimamuro S. Monte Carlo simulation study of mechanical' properties of Au nanowires // MSM. 2000. — P. 110−113.
  68. А.Ю., Стегайлов B.B., Янилкин А. В. Атомистическое моделирование пластичности и разрушения нанокристаллической меди- при высокоскоростном растяжении // ФТТ. 2008. — Т. 50, № 11. — С. 1984−1990.'
  69. Adelman S.A., Doll J.D. Generalized Langevin equation approach for atom-solid-surface scattering general formulation for classical scattering off harmonic solids // J. Chem. Phys. — 1976. — V. 64, № 6. — P. 2375−2388.
  70. Ю.Я. Нанокластеры и нанодефекты некоторых ГЦК металлов: возникновение, структура, свойства. Автореферат диссертации на соискание ученой степени д. ф.-м. н. Барнаул, 2006. — 42 с.
  71. Hoover W.G. Canonical dynamics equilibrium phase-space distributions // Phys. Rev. A. — 1985. -V. 31, № 3. — P. 1695−1697.
  72. Nose S. A molecular-dynamics method for simulations in the canonical ensemble // Molecular Physics. 1984. — V. 52, № 2. — P. 255−268.
  73. Nose S. A unified formulation of the constant temperature molecular-dynamics methods // J. Chem. Phys. 1984. — V. 81, № 1. — p. 511−519.
  74. Berendsen H.J.C., et al. Molecular-dynamics with coupling to an external bath // J. Chem. Phys. 1984. — V. 81, № 8, P. 3684−3690.
  75. B.B., Рабинович A.JI., Балабаев H.K. Моделирование молекулярной динамики монослоев ненасыщенных диацилглицеролипидов // Структура и динамика молекулярных систем. 2003. — № X, Ч. 2. — С. 156−160.
  76. Е.В., Корнич Г. В., Бетц Г. Влияние температуры на" распыление поверхностных металлических кластеров // ФТТ. 2007. — Т. 49, № 3. — С. 552 556.
  77. Плишкин- Ю. М. Методы машинного моделирования- в теории дефектов кристаллов В кн.: Дефекты, в кристаллах и их моделирование на ЭВМ. — Л.: Наука, 1980.-С. 77−99.
  78. Д.В. Методы компьютерного эксперимента в теоретической физике: Пер. с англ./ Под ред. С. А. Ахманова. М.: Наука, 1990. — 176 с.
  79. O.B. Компьютерное моделирование атомного упорядочения и фазового перехода порядок-беспорядок в бинарных сплавах стехиометрического состава. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук.- Барнаул, 1997. — 225 с.
  80. Дж. Модели беспорядка. Теоретическая физика однородно неупорядоченных систем: Пер. с англ. М.: Мир, 1982. — 592 с.
  81. C.B., Кацнельсон М. И., Трефилов A.B. Локализованное и делокализованное поведение электронов в металлах// ФММ. 1993. — Т. 76, в.4. -С. 3−93.
  82. И.В., Антонова И. М., Барьяхтар В. Г., Булатов В. Л., Зароченцев Е. В. Методы вычислительной физики в теории твердого тела. Электронная структура идеальных и дефектных кристаллов. Киев: Наукова думка, 1991. -456 с.
  83. У. Электронная структура и свойства твердых тел, в 2 томах. М.: Мир, 1983.
  84. Н.М. Компьютерное моделирование термоактивируемых превращений, протекающих на антифазных и межфазных границах. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук.- Барнаул, 2000. 171 с.
  85. Baranov М.А., 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. B. -1999.-V. 153.-P. 153−156.
  86. С.Л. Анализ и имитационное моделирование процесса термического отжига меди, подвергнутой облучению. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук. Абакан, 2004. — 139 с.
  87. 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.
  88. М.Д. Атомная конфигурация дефектов в сплаве АиСиз. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук.- Томск, 1974. 154 с:
  89. 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.
  90. Е.В. Анализ состояния кристаллической решетки вблизи плоских дефектов в ГПУ металлах и сплавах со сверхструктурой DO 19. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук.- Барнаул, 2001.-176 с.
  91. А.А. Моделирование структурной перестройки ГЦК кристалла при деформации. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук.- Барнаул, 1998. 186 с.
  92. Ю.К. Метод молекулярной динамики в физической химии. М.: Наука, 1996.-334 с.
  93. Г. М. Исследование процессов взаимной диффузии в двумерной системе Ni-Al. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физ.-мат. Наук.- Барнаул, 2002. — 186 с.
  94. К.П. Нелинейный отклик материалов на микромасштабном уровне при высокоэнергетических воздействиях. Автореф. на соискание ученой степени д.ф.-м.н.- Томск, 2002. 35 е.
  95. Upmanyu Mt, Smith R.W., Srolovitz D.J. Atomistic simulation of curvature driven grain boundaiy migration// Interface science. 1998. — № 6. — P: 41−58.
  96. Ю.В. Исследование особенностей самодиффузии в двумерных металлах. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физ.-мат. Наук.-Барнаул, 2005.-136 с.
  97. Haile M.J. Molecular dynamics simulation elementary methods. — N.Y.: Wiley interscience, 1992. — 386 p.
  98. 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.
  99. Andersen Н.С. Molecular dynamics simulations at constant pressure and/or temperature // J. Chem. Phys. 1980. — V. 72, № 4. — P. 2384−2393.
  100. Parrinello M., Rahman A. Crystal Structure and pair potentials. A molecular-dynamics study // Phys. Rev, Lett. 1980. — V. 45, № 14. — P. 1196−1199.
  101. Rahman A. Molecular dynamics studies of structural transformation in solids // Material Science Forum. 1984. — V. 1. — P. 211−222.
  102. A.B. Исследование стадий деформации нановолокон ряда металлов и сплава №зА1 на основе ГЦК решетки. Диссертация на соискание ученой степени кандидата физ.-мат. Наук.- Барнаул, 2010.-221 с.
  103. Ч. Введение в физику твердого тела. М.: Наука, 1978. — 792 с.
  104. А.Ю. Моделирование динамики развития нанодефектов в металлах при ионной имплантации и деформации. Автореферат диссертации на соискание ученой степени к.ф.-м.н. Ижевск, 2007. — 24 с.
  105. А.И., Шудегов В. Е., Чудинов B.F. Изучение атомной структуры ОЦК и ГЦК кристаллов при мгновенной- пластической деформации // ЖТФ. -1997. Т. 67, № 12. — С. 100−102.
  106. Yamakov V., Wolf D., Philpot S.R., Gleiter H. Dislocation processes and deformation twinning in nanocrystalline A1 // Nanotech. 2002. — V. 2. — P. 283−286.
  107. Umeno Y., Kitamura T. Ab initio simulation on mechanical and electronic properties of nanostructures under deformation // Nanotech. 2004. — V. 2. — P. 41−44.
  108. Sansoz F., Deng C. Size dependent. plastcity-in twinned metal nanowires // CD- disk, Proceedings of 12th International Conference on Fracture, July 12−17. Ottawa, Ontario, Canada. — 2009. — P. fin01090 (6).
  109. А. И. Шудегов B.E., Чудинов В. Г. Пластическая деформация монокристаллов алюминия в компьютерном эксперименте // ЖТФ. 2000. — Т. 70, № 4.-С. 123−127.
  110. Li X., Ни W., Xiao S., Huang W.Q. Molecular dynamics simulation of polycrystalline molybdenum nanowires under uniaxial tensile strain: size effects // Physica E. 2008, V. 40. — P. 3030−3036.
  111. H. P. Физические свойства сложных кристаллов, обусловленные длиннопериодной структурой : диссертация. кандидата физико-математических наук: 01.04.10 Ужгород, 1984 150 с.
  112. А.И. и.др. Естественные длиннопериодические наноструктуры.- Томск: Изд-во НТЛ, 2002. 260 с.
  113. Ю. М. Сплави з ефектом пам’я™ форми потужний клас функцюнальних матер 1ал 1в//Наука та шноваци. — 2005. — Т. 1, № 2. — С.80−95.
  114. Park H.S., Laohom V. Surface composition effects on martensitic phase transformation in nickel aluminum nanowires // Philosophical Magazine. 2007. — V. 87.-P. 2159−2168.
  115. В.В., Мартынов В. В. Последовательное образование мартенситных фаз при одноосном нагружении монокристаллов Ni2MnGa // ФММ.- 1991.-№ 9.-С. 106−113.
  116. Sato Н., Toth R.S. Long-Period Superlattices in Alloys. II // Phys. Rev. 1962.- Vol.127, № 2. P.469−484.
  117. .Б. Кристаллографические аспекты образованиядлиннопериодических антифазных доменных структур // Фундаментальные «проблемы современного материаловедения.-2008. Т5, № 1. — С. 27−30.
  118. А. Ю: Модели образования- длиннопериодических структур и упорядоченных систем планарных дефектов в кристаллах: дис. д-ра, физ.-мат. наук: 01.04.07 / HAH Украины- Институт металлофизики им: Г. В. Курдюмова:
  119. К., 2007. —313л. —Библиогр.: л. 287−313.
  120. Ю.Д., Медведева Л. И. Длиннопериодические несоразмерные структуры в кристаллах с треугольным расположением магнитных ионов // Физ. низ. температур, vol: 25, num: 6, 1999.-С. 567−574.
  121. Ю.Д., Медведева Л. И. Теория магнитной структуры в соединении MnCoSi // Физика низких температур: Том 34, Выпуск 2 (Февраль 2008), с. 172−178.
  122. Ю.Д., Медведева Л. И., Стефановский Е. П. О влиянии высших инвариантов термодинамического потенциала на возникновение магнитных длиннопериодических структур // Физика низких температур: Том 26, выпуск 4 (Апрель 2000). С. 350−354.
  123. Т.А., Леванюк А. П. О возможности несоразмерной фазы, вблизи точки а<→р-перехода в кварце // Письма в ЖЭТФ. 1978.-Т. 28, вып. 2, С. 76−79.
  124. А., Кришна Г. Полиморфизм и политипизм в кристаллах. М.: Наука, 1969. — 274 с.
  125. Ferraris G., Makovicky Е. and Merlino S. Crystallography of modular materials. Oxford: Oxford University Press, 2004. — 370 p.
  126. B.C., Еремин H.H. Кристаллохимия. Краткий курс. Часть 2. Учебное пособие. -М.: Изд-во Московского университета, 2005. 125 с.
  127. .И. Многослойные структуры и политипизм в металлических сплавах. Киев: Наук. думка, 1984. — 240 с.
  128. Gleiter H. Nanostructured materials: basic concepts and microstructure // Acta mater. 2000. — V. 48. — P. 1−29.
  129. Shubert K., Kiefer В, Wilkens M. Ordnungsphasen mit Gro? er Periode in Legirungen. // Zs. Naturforschung.- Bd. 9a, P. 987−988, (1954):
  130. С. В., Козлов Э. В. Фазовое превращение порядок — беспорядок в сплавах с периодической антифазной доменной структурой.-В кн.: Упорядочение атомов и свойства сплавов. —Киев: ИПМ, с. 105−107, (1979).
  131. C.B., Козлов Э. В. Изучение фазового перехода порядок-беспорядок в сплаве Au4Zn // ФММ, т.82, в.5. С.137−141, (1996).
  132. C.B., Сизоненко Н. Р., Козлов Э. В. Изучение кинетики упорядочения в сплаве A^Zn Фазовые переходы, упорядоченные состояния и новые материалы, вып. 4. — 2006. — С. 1−4.
  133. C.B., Сизоненко Н. Р., Козлов Э. В. Структура дальнего и ближнего порядка при термическом разупорядочении в сплаве с длинным периодом Au4Zn//H3B. вузов. Физика, № 8. С. 56−62, (1997).
  134. C.B., Сизоненко Н. Р., Козлов Э. В. Изучение кинетики упорядочения в сплаве Au4Zn // Изв. Вузов. Физика, № 8 (Приложение). С.5−11, (2002).
  135. К.П., Уваров Т. Ю., Скрипняк В. А., Липницкий А. Г., Сараев Д. Ю., Псахье С. Г. Влияние границы зерна на характер откольного разрушения в кристаллите меди при импульсном воздействии//Письма в ЖТФ. — 2000. Т. 26,№ 8.-С. 18−23.
  136. М.О., Дорожкин С. И. Температурная зависимость сжимаемости двумерных электронных систем в режиме квантового эффекта Холла в присутствии длиннопериодных флуктуаций потенциала // Журнал эксперим. и теор'. физ., vol: 125, num: 6. С. 1393−1402*.
  137. А.А. О возможности индуцирования? длиннопериодической структуры, в антиферромагнетиках с магнитоэлектрическим? эффектом» // Вестник Башкирского университета. 2001. № 1. С. 17−18.
  138. Д.А., Кривоглаз М. А. Электронная" энергия- ш особенности^ упорядоченных систем с длинными периодами. И. Существование длиннопериодических структур при низких температурах (с. 869−881) // ФММ, том 55, номер 5 (май 1983).
  139. Maeda К., Vitek V., Sutton А.Р. Interatomic potentials for atomistic studies of defects in binary alloys // Acta Met. 1982. — V. 30. — P. 2001−2010.
  140. A.H. Введение в теорию дефектов в кристаллах. М.: Высш. шк., 1983, 144 с.
  141. М.А. Прочность сплавов. Ч. 1. — Дефекты решетки. — М.: Металлургия, 1982. — 280 с.
  142. Г. Й. Точечные дефекты. В кн.: Физическое металловедение. Т.З. Физико-механические свойства металлов и сплавов/ Под. ред. Р. Кана. — М.: Мир, 1987. — С.5−74.
  143. Koizumi Y., Ogata S., Minamino Y., Tsuji N. Energies of conservative and non-conservative antiphase boundaries in Ti3Al: a first principles study // Phil. Mag. 2006. — V. 86, № 9. — P. 1243−1259.
  144. Shang J.-X., Wang G.-Y., Zhao D.-L. First-principles investigation of the effect of alloying elements Ti, V on grain boundary cohesion of FCC Fe // Comput. Mater. Sci. 2001. — V. 22, № 3. — P. 193−199.
  145. Lu G.-H., Kohyama M., Yamamoto R: First-principles pseudopotential study of an aluminium grain boundary containing sulphur atoms // Phil. Mag. Lett. 2003. -V. 83,№ 3.-P. 159- 166.
  146. Persson A. A first-principle calculation of the intrinsic stacking-fault energy in diamonds//Phil, Magi. A: 1983: — V. 47, № 6. — P: 835>-839:
  147. MacLaren J.M., Gonis A., Schadler G. First-principles calculation of stacking-fault energies in substitutional^ disordered alloys // Phys. Rev. B. 1992. — V. 45, № 24.-P. 14 392- 14 395.
  148. Hong S., Fu C.L., Yoo M'.H. First-princiles calculation of stacking faul and twin boundary energies of Gr2Nb // Phil. Mag. A. 2000. — V. 80, № 4. — P. 871−880.
  149. Morris J.R., Ye Y., Yoo M.H. First-principles examination of the twin boundary in hep metals.
  150. Mishin Y. Atomistic modeling of the y and y'-phases of the Ni-Al system // Acta Mater.-2004.-V. 52.-P. 1451−1467.
  151. Cleri F., Rosato V. Tight-binding potentials for transaction metals and alloys // Phys. Rev. B. 1993. — V. 48, № 1. — P. 22−33.
  152. Rafii-Tabar H., Sutton A.P. Long-range Finnis-Sinclair potentials for f.c.c. metallic alloys // Philosophical Magazine Letters. 1991. — V. 63, № 4.- P. 217−224.
  153. Finnis M.W., Sinclair J.E. A simple empirical N-body potential" for transition metals // Philosophical Magazine A. 1984. — V. 50, № 1. — P. 45−55.
  154. Goldstein A.S., Jnsson H. An embedded atom method potential for the h.c.p. metal Zr // Phil. Mag. B. 1995. — V. 71, № 6. — P. 1041 — 1056.
  155. Zhuang J., Kojima T., Zhang W., Liu L., Zhao L., Li Y. Structure of clusters on embedded-atom-method metal fee (111) surfaces // Phys. Rev. B. 2002. — V. 65, № 4.-P. 45 411 (6).
  156. Zhou X.W., Wadley H.N.G., Filhol J'.-S., Neurock M.N. Modified charge-transfer-embedded'atom method potential for metal/metal oxide systems // Phys. Rev. B. 2004. — V. 69, № 3. — P. 3 5402(20).
  157. Yuan X., Takahashi K., Yin Y., Onzawa T. Development of modified embedded atom method for a bcc metal: lithium // Model. Simul. Mater. Sci. Eng. -2003.-V. 11, № 4.- P: 447−456.. ' '
  158. Bolton K., Boijesson A., Zhu W., Amara H., Bichara C. Density functional theory and tight binding-based dynamical studies of carbon metal systems of relevance to carbon nanotube growth // Nano Res. 2009: — V.2. — P. 774−782.
  159. Gilman Y., Allen P.B. Numerical resistivity calculations for disordered three-dimensional metal models using tight-binding Hamiltonians // Phys. Rev. B. 2004. -V, 70. — P: 22 4201(3).
  160. Zhao J., Chen X., Sun Q., Liu F., Wanga G., Lainb K.D. Tight-binding study of the structural and magnetic properties of vanadium clusters // Phys. B. 1995. — V. 215, № 4.-P. 377−382.
  161. Menon M. Tight-binding molecular-dynamics study of transition-metal clusters // Phys. Rev. B. 1994. — V. 50, № 12. — P. 8903−8906.
  162. Kakehashi Y., Shimabukuro Т., Tamashiro Т., Nakamura T. Dynamical coherent-potential approximation and tight-binding linear muffintin orbital approach to correlated electron system // J. Phys. Soc. Jpn. 2008. — V. 77. — P. 94 706 (16).
  163. Amara H., Roussel J.-M., Bichara C., Gaspard J.-P., Ducastelle F. Tight-binding potential for atomistic simulations of carbon interacting with transition metals: Application to the Ni-C system // Phys. Rev. B. 2009. — V. 79, № 1. — P. 1 4109(17).
  164. Vitek V., Chen S.P. Modeling of grain boundary structures and properties in intermetallic compounds // Scripta Met. 1991. — V. 32, № 6. — P. 1237−1242.
  165. Wolf D. Structure-energy correlation for grain boundaries in fee metals. III. Symmetrical tilt boundaries // Acta Met. 1990. — V. 38, № 5. — P. 781−790.
  166. Wolf D. Correlation between the energy and structure of grain boundaries in bcc metals. 1. Symmetrical boundaries on the (110) and (100) planes // Phil. Mag. B.- 1989. V. 59, № 6. — P. 667−680.
  167. B.B., Орлов A.H. Моделирование на. ЭВМ атомных конфигураций дефектов.в металлах // Успехи физических наук. 1984. — Т. 142, № 2. -С. 219−264.
  168. C.JT. Структурно-энергетические характеристики специальных границ зерен наклона в металлах и упорядоченных сплавах на основе ГЦК-решетки. Диссертация на соискание ученой степени к. ф.-м. н. Барнаул, 1999.- 193 с.
  169. A.F. Линейный коэффициент термического расширения металлов, // Известия Челябинского научного центра. Секция: Физическая химия и технология неорганических материалов. 1999. — КгЗ. — С. 15−17.
  170. С.Ю., Псахье С. Г., Панин В. Е. Молекулярно-динамическое исследование атомной структуры материала при распространении ударной волны // ФГВ. 1988. — Т. 24, № 6. — С. 124−127.
  171. А.Г., Понаморев А. Г., Чудинов В. Г. Динамические свойства Ni, Си, Fe в конденсированном состоянии (метод молекулярной динамики) // ЖТФ. 2004. — Т. 74, № 2. — С. 62−65.
  172. Г. М., Старостенков М. Д. Определение температуры плавления и температурного коэффициента линейного расширения методом молекулярной динамики // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2004. — № 1. — С. 81−85.
  173. 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.
  174. В.И., Кацнельсон A.A. Ближний порядок в твердых растворах. М.: Наука, 1967.-336 с.
  175. А. И. Нестихиометрия, беспорядок, ближний и дальний порядок в твердом теле. М.: Физматлит, 2007. — 856 с.
  176. J. М. An approximate theory of order in alloys // Phys. Rev. 1950. -V. 77, № 5.-P. 669−675.
  177. Van Swygenhoven H., Farkas D., Caro A. Grain-boundary structures in polycrystalline metals at the nanoscale // Phys. Rev. B. 2000. — V. 62, № 2. — P. 831 838.
  178. Poletaev G.M., Aksenov M.S., Starostenkov M.D., Patzeva- J.V. Locally Initiated Elastic Waves in 2D Metals// Materials Science Forum. 2005 (March). -V. 482.-P. 143−146.
  179. Г. М., Старостенков М. Д., Пацева Ю. В., Козлов Э. В. Молекулярно-динамическое исследование самодиффузии в двумерныхметаллах // G6. трудов междунар. симпозиума ODP01−2003 «Порядок, беспорядок и свойства оксидов». Сочи. — 2003. С. 146−148.
  180. Е.А. Классификация? точечных дефектов и их, комплексов в. двумерной гексагональной кристаллической решетке интерметаллида типа Ni3Al. Диссертация" на соискание ученой степени кандидата физ.-мат. наук. Барнаул, 2002. 199 с.
  181. М.Д., Яшин A.B., Дудник Е. А., Синица Н. В. Исследование структурных превращений в сплаве Ni3Al под действием одноосной деформации растяжением // Деформация и разрушение материалов. — 2009. № 6.-С. 28−31.
  182. Д. Дислокации. М.: Мир, 1967. — 644 с.
Заполнить форму текущей работой

Сессия? Спокойно!