Помощь в написании студенческих работ
Антистрессовый сервис

Нанокластеры и нанодефекты некоторых ГЦК-металлов: возникновение, структура, свойства

Диссертация: Нанокластеры и нанодефекты некоторых ГЦК-металлов: возникновение, структура, свойства
ДиссертацияПомощь в написанииУзнать стоимостьмоей работы

Число и размер кластеров, образованных при моделировании в режиме низкой плотности атомов металла, совпадали с результатами экспериментальных исследований синтеза частиц Fe, в которых и число кластеров и число атомов находящихся в кластерах понижалось с ростом температуры. Далее было показано, что именно процесс образования тримеров оказывается ответственным за эту тенденцию, хотя происходило… Читать ещё >

Нанокластеры и нанодефекты некоторых ГЦК-металлов: возникновение, структура, свойства (реферат, курсовая, диплом, контрольная)

Содержание

  • Глава 1. Моделирование методом молекулярной динамики
    • 1. 1. Основные положения метода
    • 1. 2. Расчет некоторых величин
    • 1. 3. Особые ансамбли и методы моделирования
  • Глава 2. Методика проведения исследований
    • 2. 1. Локальная решеточная структура атома
    • 2. 2. Потенциалы межатомного взаимодействия
    • 2. 3. Организация и проведение моделирования
    • 2. 4. Экспериментальные методы синтеза наночастиц из газовой среды
    • 2. 5. Постановка задачи
  • Глава 3. Конденсация наночастиц Ni из газовой фазы
    • 3. 1. Компьютерное моделирование конденсации наночастиц Ni из газовой фазы
    • 3. 2. Исследование структуры и размера синтезированных наночастиц
    • 3. 3. Конденсация наночастиц Ni в аргоновой атмосфере
    • 3. 4. Выводы к главе 3
  • Глава 4. Некоторые свойства наночастиц N
    • 4. 1. Роль температуры при изменении структуры кластеров
    • 4. 2. Особенности формирования структуры нанокластеров Ni (NVT-ансамбль)
    • 4. 3. Роль кинетических факторов при формировании икоса-эдрической структуры (NPE-ансамбль)
    • 4. 4. Выводы к главе 4
  • Глава 5. Формирование дефектных наноструктур под действием облучения
    • 5. 1. Возникновение нанодефектов в металлах при облучении
    • 5. 2. Образование нанодефектов в высокоэнергетических каскадах
    • 5. 3. Свойства дефектов Френкеля
    • 5. 4. Миграция точечных нанодефектов и их кластеров
  • Глава 6. Моделирование радиационных повреждений в металлах
    • 6. 1. Имитация динамики радиационного воздействия
    • 6. 2. NRT — стандарт
    • 6. 3. Теоретические основы
  • Production Bias Model
    • 6. 4. Постановка задачи
  • Глава 7. Компьютерный анализ краткой стадии термического отжига
    • 7. 1. Методика исследования накапливания нанодефектов при ионном облучение металлов
    • 7. 2. Описание программы
    • 7. 3. Краткая стадия термического отжига
    • 7. 4. Исследование анизотропной модели
    • 7. 5. Сравнение результатов моделирования в рамках SRT и РВМ моделей
    • 7. 6. Роль концентрации нанодефектов в каскадной области
    • 7. 7. Выводы к главе 7
  • Глава 8. Миграция нанодефектов в полной стадии термического отжига
    • 8. 1. Влияние подвижности вакансий на накапливание нанодефектов
    • 8. 2. Роль начального вакансионного распределения
    • 8. 3. Влияние границы подвижности междоузельных нанокластеров ns на формирование дефектной микроструктуры
    • 8. 4. Выводы к главе 8

Современное развитие электронной техники представляет собой своеобразную «погоню» за все меньшие размеры используемых в ней элементов. В сознании множества людей мы находимся еще в эпохе микротехнологий, однако имеется все больше признаков того, что эта эра постепенно заменяется новой эрой — эрой нанотехнологий [1]. В настоящее время наблюдается полное согласие между учеными, техниками и обществом в том, что в наступившем столетии именно нанотехнологии будут обладать ключевой ролью во всех отраслях производства или частично уже такой ролью обладают. По прогнозу Semiconductor Industry Association в 2011 году размеры базовых электронных элементов в 40 нм должны стать повседневным явлением [2]. Это соответствует размещению более чем 20 миллионов логических элементов на одном единственном чипе. Чем ближе приближается человечество к техническим устройствам, сравнимым по размерам с атомным масштабом, тем более важным становится исследование привычных физических законов и закономерностей, которые в данном масштабе могут проявляться совершенно по иному. Основу этой новой отрасли науки составляет нанофизика, то есть физика описывающая системы на нанометровом уровне [2−3].

Классическое материаловедение представляет собой физику, основанную на двух экстремальных случаях. С одной стороны это атомная или молекулярная физика. Система состоит из одного или многих атомов. На другой стороне находится физика твердого тела. Принятие идеи бесконечно протяженного тела с высокой трансляционной симметрией позволяет использовать здесь достаточно точное аналитическое решение. Производство кластеров (молекул содержащих от 10 до 10 000 атомов) открывает совершенно новую область физики, а именно область перехода между этими двумя экстремальными случаями. Уже при рассмотрении свойств тел на мезоскопическом уровне исчезают многие черты характерные только для физики, химии или биологии и нанофизика может стать чрезвычайно эффективным средством, объединяющим всем эти дисциплины [1−3].

Изучаемые нами структурные и физические свойства металлов и их сплавов, а также возможность их изменения, привлекали внимание человечества с давних пор, однако ответственные за это процессы оставались неисследованными. Понимание свойств твердых тел на атомном уровне, в особенности процессов взаимодействия атомов и молекул, стало возможным только в начале 20 столетия благодаря развитию квантовой механики [4,5]. С тех пор как Ньютоном были сформулированы законы движения механики классической [6], в принципе стало возможным описание движения системы, состоящей из множества частиц. Но на практике эта проблема была решена только применением компьютерной техники во второй половине 20 века.

В 1953 году Метрополисом был разработан способ решения классической задачи взаимодействия и движения N частиц с использованием стохастического компьютерного моделирования (метод Монте-Карло) для «жидкости», состоящей их твердых сфер [7]. Данная методика представляет собой метод статистического моделирования на ЭВМ систем со многими степенями свободы и в основе его лежит использование «случайных чисел» для машинной имитации вероятностных распределений [8]. Такие распределения часто не удается получить в явном виде из-за сложности изучаемых систем [9−11].

Через некоторое время после этого появились первые работы, основанные на методе молекулярной динамики [12,13]. При подобном способе моделирования численно решаются классические уравнения движения для системы, состоящей из N атомов. Из полученной таким способом информации в дальнейшем могут быть вычислены средние значения различных параметров системы. Необходимо сказать, что именно моделирование методом молекулярной динамики способно предоставить наиболее надежную информацию о строении и свойствах твердых тел [14−18], что особенно справедливо для рассматриваемых нами систем малого размера.

Отметим также, что основное значение компьютерного моделирования состоит в том, что оно является связующим звеном между экспериментом и теорией [14,15,19−23]. С одной стороны сравнивая результаты расчетов с данными физического эксперимента, можно проверить, насколько хорошо модельная система аппроксимирует реальную систему. С другой стороны, сравнивая результаты расчетов для выбранной модельной системы с результатами различных аналитических теорий, можно проверить те или иные приближения, которые используются при аналитическом исследовании. При непосредственном сравнении теории с экспериментом часто бывает трудно разделить влияние ошибок тех или иных приближений и ошибок, обусловленных выбором неправильной модели. Кроме этого, компьютерное анализ позволяет проводить исследования процессов, изучение которых экспериментальными методами оказывается затруднительным.

Актуальность темы

Создание новых материалов с необычными свойствами является одной из самых приоритетных областей исследований, как в физике, так и в технике и все это в полной мере можно отнести к сфере производства наночастиц и совершенствования нанотехнологий. Исследуемые нами на-нокластеры являются составной частью большинства нанотехнологий, к примеру, порошок из наночастиц представляет собой основу нанокомпозитов или новых электрических и магнитных сенсоров. Изучение свойств малых металлических частиц из сотен и тысяч атомов представляет большой интерес благодаря их возможному использованию в качестве катализаторов или поверхностных наноструктур. Таким образом, для создания новых технических устройств требуется фундаментальное изучение влияния малости системы на их свойства.

Является несомненным, что свойства наноматериалов в значительной мере зависят от свойств составляющих их частиц. Поэтому понимание процессов формирования кластеров из жидкой или газовой фазы имеет большое значение для контролируемого роста низко-размерных структур с определенными заранее параметрами. Исследование внутреннего строения свободных кластеров может играть здесь ключевую роль в объяснении их физических или химических особенностей.

В настоящее время огромный прогресс достигнут в производстве полимерных и композиционных соединений. Однако именно металлы и сплавы по-прежнему остаются основой конструкционных, инструментальных и других материалов, и важным фактором в формировании их свойств являются наноде-фекты кристаллической решётки, возникающие, в частности, при облучении. Сейчас мотивация подобных исследований более многогранна в связи с развитием современной техники легирования поверхностей, например, в целях её упрочнения, создания полупроводников с определённой структурой и т. п. Кроме этого, путём ионной бомбардировки может быть реализовано получение высококачественных, плотных металлических плёнок и покрытий на подложках. Поиск и разработка таких материалов должны опираться на ясное понимание механизмов создания радиационных нанодефектов.

Целью исследования является изучение методами молекулярной динамики (МД) процессов возникновения наночастиц Ni из газовой фазы, относительно формирующейся при этом структуры, а также нахождение зависимостей между различными физическими параметрами и процессами образования. Кроме этого исследуются структурные и некоторые другие свойства отдельных на-нокластеров Ni, как полученных из газовой фазы, так и подготовленных другими методами. Главная задача проекта представляет собой выявление условий, при которых возможно образование нанокластеров с определенной заранее структурой и свойствами. Дальнейшей целью исследования являлось разработка имитационной модели эволюции дефектной микроструктуры, формирующейся на поверхности меди после облучения ионами высоких энергий, и анализ на ее основе закономерностей, влияющих на миграцию и взаимодействие нанодефектов с учётом последних экспериментальных данных.

Научная новизна и практическая ценность настоящей работы. До сих пор основное внимание исследователей были сосредоточены на определении структуры нанокластеров только в области очень низких температур, близких к.

О К. Данный подход является не совсем справедливым, так как кластеры, используемые в различных областях нанотехнологий, эксплуатируются при значительно более высоких температурах.

Как было показано в результате наших исследований, с изменением температуры и скорости охлаждения может произойти перестройка внутренней структуры кластера, что приводит, в конечном итоге, к изменению физических и химических свойств данных частиц. Как известно, одной из основных целей ближайшего будущего является производство новых недорогих наноэлектрон-ных и наномеханических элементов. Посредством фундаментального изучения структурных и физических свойств наночастиц, а так же их дальнейшей комбинацией возможно создание совершенно новых материалов и технических устройств. Кроме этого выяснения влияния температуры, скорости охлаждения и некоторых других внешних факторов на стабильность получаемых структур имеет значительное практическое применение в самых разных разделах современной техники и, в частности, для создания новых типов носителей информации в компьютерной технике.

Так же научная новизна и практическая ценность работы состоит в создании новой модели взаимодействия нанодефектов и получении новых результатов для диффузии междоузельных кластеров. Диффузия нанокластеров и их взаимодействие учитывается полностью до формирования устойчивой дефектной микроструктуры и систематически изучается роль одномерного и смешанного 1D/2D скольжений. Анализ исследований на основе предложенной модели позволяет установить механизмы появления радиационных дефектов в конструкционных материалах. Кроме того, найденные зависимости могут быть использованы для получения материалов с заданными свойствами.

Объем и структура диссертации. Диссертационная работа состоит из введения, 8 глав, заключения и списка литературы. В первой главе изложены основы метода молекулярной динамики. Подробно рассмотрены несколько вариантов алгоритма Верлета, дающего возможность решения системы из двух дифференциальных уравнений второго порядка в зависимости от времени. Изу.

8.4. Выводы к главе 8.

По результатам компьютерного анализа процессов, происходящих на стадии термического отжига высокоэнергетического 25 кэВ каскада в меди в случае подвижности вакансионных нанодефектов (полная стадия термического отжига) можно сделать следующие выводы:

1) диффузия вакансий сквозь каскадную область приводит к уменьшению процента вылечивания нанодефектов посредством рекомбинации френкелевских пар при наличии энергетического барьера для смены направления одномерного скольжения междоузельных нанокластеров;

2) распределение дефектов по всей области повреждения, а так же повышение температуры, ведущее к преимущественной 1D/2D или 2D миграции междоузельных нанокластеров, существенно сокращает различие в числе рекомбинировавших нанодефектов в стадиях краткого и полного термического отжига;

3) после завершения краткой стадии термического отжига в зоне прохождения высокоэнергетического каскада в меди сохраняется некоторое подобие вакансионного ядра;

4) повышение начального распределения вакансий по размеру кластера до некоторого предела практически не изменяет число рекомбинировавших нанодефектов. Дальнейшее повышение приводит к уменьшению процента вылечивания нанодефектов этим методом;

5) наибольшее согласие с экспериментальными данными по общему числу вылеченных дефектов и по проценту вылечивания вакансий достигается при начальном распределении вакансионных дефектов в виде малых и средних кластеров. Данный факт подтверждает термическую диссоциацию вакансионных кластеров большого размера, происходящую при повышении температуры;

6) рост начального размера вакансионного нанокластера до некоторого предела увеличивает общее количество вылеченных нанодефектов. Дальнейшее повышение среднего размера приводит к некоторому сокращению вылечивания нанодефектов в ходе термического отжига;

7) наличие вакансионного ядра каскада без присутствия в нем междоузельных атомов и их нанокластеров после завершения краткой стадии термического отжига не согласуется с экспериментальными результатами;

8) существенное увеличение границы подвижности междоузельных нанокластеров ns приводит к незначительному возрастанию процента вылечивания френкелевских дефектов методом рекомбинации;

9) рост величины ns не изменяет значительно количество малых междоузельных нанокластеров, покинувших каскадную зону и, следовательно, почти не влияет на интенсивность процессов кластерообразования междоузельных нанодефектов в области первичного радиационного повреждения;

10) увеличение границы подвижности междоузельных нанокластеров повышает процент вылечивания междоузельных нанодефектов методом аннигиляции на протяженных стоках;

11) с ростом границы подвижности междоузельных кластеров происходит некоторое уменьшение количества вакансионных дефектов в каскадной области;

12) независимо от значения ns сокращение процента вылечивания френкелевских пар методом рекомбинации приводит лишь к незначительному накапливанию вакансионных нанодефектов в области повреждения.

Заключение

.

Методом компьютерного моделирования был исследован процесс формирования наночастиц Ni из газовой фазы. Наблюдалась конденсация жидких капель из горячего газа высокой плотности, которые затем кристаллизировались в первичные частицы нанометрового размера. Было показано, что именно агломерация является основным сценарием роста частиц при моделировании, в то время как эффект формирования наночастиц слой за слоем, методом присоединения отдельных атомов после процесса кристаллизации, является незначительным.

Сравнение с данными трансмиссионного электронного микроскопа по реальному синтезу наночастиц Ni дает значительное совпадение внешнего вида полученных экспериментальных частиц с данными проведенного компьютерного анализа. Хотя полученные при прямых экспериментах наночастицы имеют размер на порядок выше синтезированных нами кластеров, можно сказать о том, что моделирование методом МД оказывается способным реалистично описывать процессы формирования наночастиц.

Ясно, что результаты проведенного моделирования сильно зависят от выбора ряда параметров. Наиболее важными из них являются начальная плотность распределения атомов в моделируемом пространстве и скорость охлаждения. Понижение скорости охлаждения приводит к задержке кристаллизации частиц, что ведет к формированию первичных частиц большего размера. Понижение начальной плотности газа атомов металла, с другой стороны, понижает частоту столкновений между частицами и уменьшает размер первичных частиц, задерживая агломерацию.

С использованием CNA анализа было показано, что при условии свободной конденсации кластеры Ni имеют, по большей части ГПУ структуру, или смесь из ГПУ и ГЦК структур. Дальнейший нагрев полученных таким спосо бом кластеров до температур порядка 400−500 К позволяет существенно улучшить их внутреннюю структуру с преимущественным формированием ГПУ фазы. При нагреве нанокластеров выше температуры плавления с последующим постепенным их охлаждением, процесс формирования структуры в значительной мере зависит от скорости охлаждения.

Несмотря на то, что МД моделирования доказывают, что для нанокластеров Ni при Т = 0 К в большинстве случаев энергетически выгодной является икоса-эдрическая структура, при более высоких температурах Ih структура перестает быть стабильной, по всей видимости, из-за конкуренции между термодинамическими и кинетическими факторами.

При проведенном моделировании была также найдена зависимость между числом образующихся кластеров и применяемыми начальными условиями. Данный факт означает, что использование всего двух параметров, а именно, плотности начального распределения атомов в моделируемом пространстве и скорости охлаждения системы может, в принципе, контролировать процессы образования кластеров Ni из газовой фазы с некоторым, заданным заранее размером.

Можно также сделать вывод о том, что, несмотря на различное внутреннее строение первичных частиц при их агломерации происходит упорядочение структуры в пределах значительного объема кластера. Причиной этого, по всей видимости, является высвобождение энергии связи частиц, что приводит к существенному локальному повышению температуры значительно усиливающей процессы перестройки внутренней структуры кластера.

В завершении было проведено моделирование процесса конденсации атомов никеля в аргоновой атмосфере. Изменение плотности атомов металла в первичном паре позволило изучить образование наночастиц при различных экспериментальных методиках синтеза. При выборе высокой начальной плотности атомов металла исследовалась конденсация наночастиц при условиях сходных с условиями синтеза методом IGC. При таком моделировании учет взаимодействия с атомами инертного газа приводит к много более реальной скорости охлаждения и размерам синтезированных частиц, чем при нашем более раннем моделировании. Так же как и ранее наблюдалось образование чер-веподобных кластеров, чья форма совпадала с видом экспериментально полученных частиц.

Моделирование с низкой начальной плотностью атомов Ni позволило изучить элементарные процессы, подобные формированию димеров при условии конденсации в ударной камере. Ясно, что результаты такого моделирования нужно рассматривать как предварительные, так как число образованных кластеров слишком мало, для того чтобы делать какие то определенные заключения. Но, несмотря на это, проведенные исследования показали некоторые тенденции, характерные для процесса синтеза наночастиц Ni из газовой фазы.

Число и размер кластеров, образованных при моделировании в режиме низкой плотности атомов металла, совпадали с результатами экспериментальных исследований синтеза частиц Fe, в которых и число кластеров и число атомов находящихся в кластерах понижалось с ростом температуры. Далее было показано, что именно процесс образования тримеров оказывается ответственным за эту тенденцию, хотя происходило понижение и степени формирования димеров. Возможной причиной для этого может быть кинетическая энергия частиц. Формирование тримеров не требует в обязательном порядке третьего партнера столкновения, так как высвобождаемая энергия связи может быть переведена в энергию вибраций межатомных связей. С повышением температуры этот механизм становиться все более затруднительным из-за роста высвобождаемой энергии. Таким образом, при более высоких температурах столкновение димеров с третьим атомом никеля приводит, по большей части, к таким событиям, при которых один из атомов димера замещается сталкивающимся моноатомом Ni.

Таким образом, на основе проведенного компьютерного моделирования синтеза наночастиц никеля из газовой фазы и их последующей обработки можно определить конкретные условия для прямого эксперимента по производству наночастиц с определенным размером и структурой и, следовательно, с определенными физическими свойствами. Это может быть необходимо для производства современных технических устройств и, в частности, производства новых накопителей информации для компьютерной техники.

Проведенное на основе tight-binding потенциалов МД моделирование плавления и кристаллизации наночастиц Ni, с целью изучения изменения их структурных свойств, показывает возможность некоторого контроля формирования структуры кластеров никеля. Из анализа данных компьютерного эксперимента можно сделать вывод, что после начала кристаллизации процесс образования структуры кластера в значительной степени зависит от условий охлаждения. Так, при медленном охлаждении происходит формирование только ГЦК структуры, при быстром охлаждении в 40% проведенных опытов в рамках канонического распределения (NVT-ансамбль) было отмечено образование мета-стабильной икосаэдрической конфигурации в близи температуры кристаллизации. При плавном протекании процесса кристаллизации и охлаждении к более низким температурам, в частности температуре жидкого азота, формирование икосаэдрической фазы наблюдалось лишь в исключительных случаях, что подтверждает дестабилизируещее действие температуры на возникновение подобной фазы в никеле. Полученный результат согласуется с классической теорией нуклеации, где было показано, что конечная ГЦК структура кластера, формирующаяся при кристаллизации, оказывается энергетически более стабильной, чем икосаэдрическая.

Данные компьютерного моделирования также согласуются с представлениями о том, что фаза и структура малых частиц может флуктуировать. Подобный же результат был зафиксирован нами при моделировании процесса кристаллизации нанокластера Ni, состоящего из 555 атомов при временном шаге моделирования At = 1,5 фмс. В этом случае было хорошо видно, что после прохождения температуры кристаллизации еще на протяжении примерно AT = 40 К кластер непрерывно флуктуирует между некоторыми возможными структурными модификациями (ГЦК, ГПУи икосаэдрической фазами).

На основе проведенных компьютерных экспериментов в рамках микроканонического распределения (NPE ансамбль) можно сделать вывод о том, что образование структуры нанокластера никеля зависит от условий охлаждения, то есть в значительной мере определяется именно кинетическими, а не термодинамическими факторами. При быстром охлаждении формируется преимущественно икосаэдрическая фаза, в случае более медленного протекания процесса кристаллизации осуществляется переход к более стабильной ГЦК или ГПУ структурам.

Следовательно, использование либо свободной конденсации, либо конденсации с последующим нагревом нанокластеров свыше температуры плавления с определенной скоростью дальнейшего охлаждения может в принципе контролировать формирование кластеров Ni с ожидаемой структурой.

На основе компьютерной программы, разработанной в рамках РВМ модели, на примере меди были проанализированы некоторые особенности эволюции дефектной наноструктуры, формирующейся после прохождения высокоэнергетического каскада. Хотя наша программа не может отразить все особенности данной эволюции, используя простые предположения о движении дефектов и параметрах их взаимодействия, она вполне успешно моделирует свободную миграцию дефектов после стадии радиационного отжига. Таким образом, представленное моделирование позволяет уже сейчас более полно проверить общие правила и закономерности, влияющие на миграцию и взаимодействие дефектов.

Проведённое моделирование краткой стадии термического отжига 25 кэВ каскада в меди позволило определить некоторые общие закономерности и особенности, характерные для подобных процессов. По результатам компьютерного анализа можно сделать следующие выводы:

1) проведенная по различным показателям проверка модели с имеющимися экспериментальными данными показала, что наибольшего согласия с ними удается достичь в случае варианта модели с учетом анизотропии миграции междоузельных нанокластеров (движение перпендикулярно границам вакансионного ядра каскада) и учете одномерной миграции междоузельных нанокластеров довольно большого размера;

2) повышение температуры в моделируемой области в довольно значительных пределах практически не изменяет процент рекомбинации френкелевских пар в зоне прохождения каскада;

3) учет смешанной 1D/2D миграции междоузельных нанокластеров в разработанной нами программе по своему влиянию на результаты проведенного моделирования оказался аналогичным влиянию двухмерной миграции. То есть только строго одномерная миграция нанокластеров оказывает влияния на накапливание нанодефектов при условии каскада повреждений;

4) рассматриваемая модель указывает на наличие значительной зависимости числа рекомбинировавших и аннигилировавших нанодефектов от направления скольжения нанокластеров, содержащих более трёх междоузельных атомов, при любом их начальном распределении, причём с ростом размера кластера в начальном распределении эта тенденция усиливается;

5) проведенное моделирование показало наличие влияния начального распределения междоузельных атомов по размеру кластера. С ростом среднего размера начального междоузельного нанокластера происходит увеличение процента вылечивания нанодефектов и сокращение процессов кластерообразования в области прохождения высокоэнергетического каскада;

6) величина начального распределения междоузельных атомов по размеру кластера оказывает незначительное влияние на число рекомбинировавших дефектов в случае, когда температура достаточно велика для того, чтобы кластеры довольно большого размера могли осуществлять термически активируемую смену направления скольжения. При весьма широком диапазоне этой величины (п менялось от 1 до 10) процент рекомбинировавших дефектов оказывался внутри 10% интервала от 40 до 50% с максимальным значением при п = 5;

7) отсутствие учета начального междоузельного кластерообразования значительно завышает количество нанодефектов, остающихся в зоне прохождения каскада, после краткой стадии термического отжига в случае отсутствия в «эмбриональном» распределении дефектов больших вакансионных нанокластеров;

8) с ростом концентрации дефектов в каскадной области количество междоузельных кластеров малого и среднего размеров вне каскадной зоны значительно не изменяется, а избыток междоузельных дефектов, по сравнению с дозой облучения D = 2 хЮ'3 сна, оседает в кластерах довольно большого размера.

При моделировании полной стадии термического отжига были получены следующие основные результаты:

1) диффузия вакансий сквозь каскадную область приводит к уменьшению процента вылечивания нанодефектов посредством рекомбинации френкелевских пар в случае наличия энергетического барьера для смены направления одномерного скольжения междоузельных нанокластеров;

2) распределение нанодефектов по всей области повреждения, а также повышение температуры, ведущее к преимущественной 1D/2D или 2D миграции междоузельных нанокластеров, существенно сокращает различие в числе ре-комбинировавших дефектов в стадиях краткого и полного термического отжига;

3) после завершения краткой стадии термического отжига в зоне прохождения высокоэнергетического каскада в меди сохраняется некоторое подобие вакансионного ядра;

4) повышение начального распределения вакансий по размеру кластера до некоторого предела практически не изменяет число рекомбинировавших нанодефектов. Дальнейшее повышение приводит к уменьшению процента вылечивания нанодефектов этим методом;

5) наибольшее согласие с экспериментальными данными по общему числу вылеченных дефектов и по проценту вылечивания вакансий достигается при начальном распределении вакансионных дефектов в виде малых и средних кластеров. Данный факт подтверждает термическую диссоциацию вакансионных кластеров большого размера, происходящую при повышении температуры;

6) рост начального размера вакансионного нанокластера до некоторого предела увеличивает общее количество вылеченных нанодефектов. Дальнейшее повышение среднего размера приводит к некоторому сокращению вылечивания нанодефектов в ходе термического отжига;

7) наличие вакансионного ядра каскада без присутствия в нем междоузельных атомов и их нанокластеров после завершения краткой стадии термического отжига не согласуется с экспериментальными результатами;

8) существенное увеличение границы подвижности междоузельных нанокластеров ns приводит к незначительному возрастанию процента вылечивания френкелевских дефектов методом рекомбинации.

В заключении также считаю своим приятным долгом поблагодарить всех тех людей, без искренней помощи которых в технических аспектах проведения исследований, при обсуждении результатов и во многих других вопросах данная диссертационная работа могла бы и не состояться. Это:

1) Prof.Dr. Heiner Mtiller-Krumbhaar и Dr. Hellmut Trinkaus, 3-ий теоретический институт физики твердого тела научно-исследовательского центра г. Юлих Германия (Forschungszentrum Julich, Festkorperforschungsinstitut Theorie III);

2) Prof.Dr. Thomas Frauenheim, физический факультет университета г. Падер-борн Германия (Fach theoretische Physik Universiat Paderborn);

3) Prof.Dr. Peter Entel и Dr. Ralf Meyer, лаборатория физики низких температур университета г. Дуйсбург Германия (Tieftemperaturlabor Universiat Duisburg);

4) Dr. Alexey Zayak, департамент физики и астрономии, Рутгер университет Нью Джерси США (Department of Physics and Astronomy Rutgers University NJ).

Кроме этого выражаю искреннюю благодарность следующим организациям за финансовую поддержку проведенных исследований:

1) Немецкой службе академических обменов (Deutscher Akademischer Austauschdienst — DAAD), гранты A/96/28 681 и A/01/6 413;

2) Немецкому физическому обществу (Deutsche Forschungsgemeinschaft — DFG) грант SFB 445 «Nano-Partikel aus der Gasphase: Entstehung, Struktur, Eigenschaften» ;

3) Федеральному агентству по образованию Российской Федерации. Программа «Развитие научного потенциала высшей школы», код проекта 496;

4) Федеральному агентству по науке и инновациям. Номер контракта 02.442.11.7069.

Показать весь текст

Список литературы

  1. Rubahn H.G. Nanophysik und Nanotechnologie. Stuttgart: Teubner, 2002. -246 p.
  2. Fahrner W. Nanotechnologie und Nanoprozesse. Berlin: Springer, 2003. 294 p.
  3. Nanomaterials: Syntesis, properties and applications. Ed. Edelstein A.S. and Cammarata R.C. Bristol: Institute of Physics Publishing, 1998. 596 p.
  4. Schrddinger E. Quantisierung als Eigenwertproblem. // Annalen der Physik.1926.-81.-P.109.
  5. Schwabl F. Quantenmechanik. Heidelberg: Springer, 1990. 418 p.
  6. Newton I. Philosophiae naturalis principia mathematica. Cambridge, 1687.
  7. Metropolis N., Rosenbluth A.W., Rosenbluth M.N., Teller A.H. and Teller E. Equation of state calculation by fast computing machines. // J. Chem. Phys. -1953.-21.-P.1087.
  8. Staufer D. Monte Carlo Methoden. // Vorlesungmanuscripte des 20. IFF-Ferienkurs, Julich, 1989. P. 11.1.
  9. Методы Монте-Карло в статистической физике. Под ред. К. Биндера. М.: Мир, 1982, 400 с.
  10. Binder К., Heermann D.W. Monte Carlo simulation in statistical physics. Berlin: Springer, 2002.- 180 p.
  11. Oh.no K., Esfarjani K., Kawazoe Y. Computational materials science. From abinitio to Monte Carlo methods. Springer, 2002. 325 p. 12 .Wood W.W., Jacobsen J.D. Preliminary result from a recalculation of the Monte
  12. Carlo equation of state of hard spheres. // J. Chem. Phys. 1957. — 27. — P. 1207. 13. Alder B.J., Wainwright Т.Е. Phase transition for a hard sphere system. // J. Chem.
  13. Phys.-1957.-27.-P.1218. A. Hoover W.G. Time reversibility, computer simulation, and chaos. Singapore:
  14. Д.В. Методы компьютерного эксперимента в теоретической физике. Под. ред. С. А. Ахманова. М.: Наука, 1990. 176 с.
  15. Baletto F., Mottet С., and Ferrando R. Microscopic mechanisms of the growth of metastable silver icosahedra. // Phys. Rev. B. 2001. — 63. — P.155 408.
  16. Schmidt M., Haberland H. Phase transitions in clusters. // C.R. Physique. 2002. -3.-P.327.
  17. J. Chem. Phys. 1959. — 31. — P.459. 25. Selke W. Einfurung in die Computer-Simulation. // Vorlesungmanuscripte des 16.
  18. M.M. Курс физики. Механика. М.:Просвещение, 1975.-424 с.
  19. Nolting W. Grundkurs theoretische Physik. Klassische Mechanik. Berlin: Springer, 2003. 237 p.
  20. Nolting W. Statistische Physik. Ulmen: Zimmerman-Neufang, 1994. 298 p. 31.HaugH. Statistische Physik. Braunschweig: Vieweg, 1997. — 368 p. 32. Nolting W. Grundkurs theoretische 3hysik. Statistische Physik. Berlin: Springer, 2004. 533 p.
  21. ЪЪ.НоИап B.L., Ravelo R. Fracture simulations using large-scale molecular dynamics. // Phys. Rev. B. 1995. — 51. — P. l 1275.
  22. Holian B.L., Lomdahl P. S. Plasicity induced by shock waves in nonequilibrium molecular dynamics simulations. // Science. 1998. — 280. — P.2085.
  23. Zhakhovskii V. V., Zubin S. V., Nishihara N., Anisimov S.I. Shock wave structure in Lennard-Jones crystal via molecular dynamics. I I Phys. Rev. Lett. 1999. — 83. -P.l175.
  24. Persson B.N.J. Theory of friction: Dynamical phase transition in adsorbed layers. // J. Chem. Phys. -1995. -103. P.3849.
  25. Zhou S.J., Preston D.L., Lomdahl P. S., Beazley D.M. Large-scale molecular dynamics simulations of dislocation intersection in copper. // Science. 1998. — 279. -P.1525.
  26. Bergmann und Schafer Mechanik, Akustik, Warme. Berlin: Walter de Gruyter, 1990.-364 p.
  27. Gersten C., Kneser H.O., VogelH. Physik. Heidelberg: Springer, 1989. 568 p.
  28. Brenig W. Statistische Theorie der Warme. Heidelberg: Springer, 1996. 342 p.
  29. Greiner W., Neise L., Stocker H. Thermodynamik und Statistische Physik. Frankfurt am Main: Harri Deutsch, 1987. 532 p.
  30. Nose S. A molecular dynamics method for simulations in the canonical ensemble. // Mol. Phys. 1984. — 52. — P.255.
  31. Nose S. A unified formulation of the constant temperature molecular dynamics methods. // J. Phys. Chem. 1984. — 81. — P.511.
  32. Sommerfeld A. Vorlesungen uber theoretische Physik. Bd. I Mechanik, un-verandert Nachdruck der 8. Auflage. Thun: Harri Deutsch, 1984. 256 p.4 В.Hoover W.G. Canonical dynamics: Equilibrium phase-space distributions. // Phys. Rev. 1985. — A31.-P.1695.
  33. Nose S. Molecular dynamics simulations at constant temperature and pressure. In Computer Simulation in Materials Science. Ed. M. Meyer and V. Pontikis. Dordrecht: Kluwer Academic, 1991. 482 p.
  34. Anderson КС. Molecular dynamics simulations at constant pressure and/or temperature. //J. Phys. Chem. 1980. — 72. — P. 2384.
  35. Greiner W. Klassische Mechanik. Frankfurt am Main: Harri Deutsch, 2003.-496 p.
  36. Bohm К Einfuhrung in die Metallkunde. Mannheim: Wissenschaftsverlag, 1968. -260 p.51 .Gottstein G. Physikalische Grundlagen der Materialkunde. Heidelberg: Springer, 2001.-472 p.
  37. Ibach H., Ltith H. Festkorperphysik. Berlin: Springer, 2002. 480 p.
  38. Kadau K., Meyer R., Entel P. Molecular dynamics study of thin iron films on copper. // Surf. Rev. Lett. 1999. — 6. — P.35.
  39. Cleri F. and Rosato V. Tight-binding potentials for transition metals and alloys. // Phys. Rev. B. 1993. — 48. — P.22.
  40. Demtroder W. Molekulphysik. Theoretische Grundlagen und experimentalle Methoden. Oldenbourg: Munchen, 2003. 461 p.
  41. Tao Pang An introduction to computational physics. Cambridge: University Press, 1997. 374 p.
  42. Haile J.M. Molecular dynamics simulation. Elementary methods. New York: Wiley-Interscience Publication, 1997. 489 p.
  43. Nolting W. Grundkurs theoretische Physik. Viel-Teilchen-Theorie. Berlin: Springer, 2002. 542 p.
  44. Daw M.S., Bashes M.I. Semiempirical, quantum mechanical calculation of hydrogen embrittlement in metals. // Phys. Rev. Lett. 1983. — 50. — P. 1285.
  45. Foiles S.M. and Daw M.S. Application of the embedded atom method to Ni3Al. // J. Mater. Res. 1987. — 2. — P.5.
  46. Ackland G.J. and Therford R. An improved N-body semi-empirical model for body-centred transition metals. // Phys. Mag. 1987. — A56. — P. 15.
  47. Chen S.P., Srolovitz D.J. and Voter A.F. Computer simulations on surfaces and 001. symmetric tilt grain boundaries in Ni, A1 and Ni3Al. // J. Mater. Res.1989.-4.-P.52.
  48. Pasianot R. and Savino E.J. Embedded-atom-method interatomic potentials for hep metals. // Phys. Rev. 1992. — B45. — P. 12 710.
  49. JO.Farhas D. and Jones C. Interatomic potentials for ternary Nb-Ti-Al al-loys.//Modelling Simul. Mater. Sci. Eng. 1996. — 4. — P.23.
  50. A.Haberland H. Clusters of atoms and molecules. V.2. Berlin: Springer, 1994. -387 p.
  51. H6lzle G. Physik der Nanostrukturen. 29. Ferienkurs des Institute fur Festkorperforschung. Forschungszentrum Julich, 1998. 468 p.
  52. Frankel F. and Whitesides G. On the surface of things. San Francisco: Chronicle Books, 1997.-604 p.
  53. Billas I.M.L., Becker J.A., Chatelain A. and de Heer W.A. Magnetic moments of iron clusters with 25 to 700 atoms and their dependence on temperature. // Phys. Rev. Lett. 1993. — 71. — P.4067.83 .Schmid G. Nanoparticles. Weinheim: WIEY-VCH, 2004. 434 p.
  54. Wormeester Я, Htiger E., Bauer E. hep and bcc Cu and Pd films. //Phys. Rev. Lett.-1996.-77.-P.l 540.
  55. Binns C. Nanoclusters deposited on surfaces. // Suf. Sci. Rep. 2001. 44. — P.l.
  56. Binns C., Baker S.H., Demangeat C., Parlebas J.C. Growth, electronic, magnetic and spectroscopic properties of transition metals on graphite. // Surf. Sci. Rep. -1999.-34.-P.l 07.
  57. Sakaguchi K, Mihama K, Saito Y. Aluminum clusters ions generated by liquid metal ion source. //J. Appl. Phys. 1991. — 70. — P.5049.
  58. Preuss D.R., Pace S.A., Gole J.L. The supersonic expansion of pure copper vapor. // J. Chem. Phys. 1979. — 71. — P.3553.
  59. McEachern R.L., Brown W.L., Jarrold M.F. J. An investigation of cluster formation in an ionized cluster beam deposition source. //Vac. Sci. Technol. A. 1991. -9.-P.3105.
  60. El-Shall M.S., Slack W., Vann W., Kane D and Hanley D. Synthesis of nanoscale metal oxide particles using laser vaporisation/condensation in a diffusion cloud chamber. //J. Phys. Chem. 1994. — 98. — P.3067.
  61. Kaito C., Fujita K, Shibahara H. and Shiojiri M. Electron microscopic study of metal oxide smoke particles preparated by burning metals in Ar-02 gas. //Japan. J. Appl. Phys. 1977. -16. — P.697.
  62. Kaito C. Coalescence growth of smoke particles preparated by a gas-evaporation technique. //Japan. J. Appl. Phys. 1978. -17. — P.601.
  63. .М. Генерация кластерных пучков. IIУФН 2003. -173. — № 6. -C.609.
  64. Kashu S., Fuchita E., Manabe T. and Hayashi C. Deposition of ultra fine particles using a gas jet //Japan. J. Appl. Phys. 1984. — 23. — P. L910.
  65. Buckle E.R., Tsakiropoulos P. and Pointon K.C. Nanocluster from Gas-Phase. //Int. Met. Rev. 1986. — 31. — P.258.
  66. Gleiter H. Nanocrystalline materials. //Prog. Mater. Sci. 1989. — 33. — P.223.
  67. Uyeda R. Studies of ultrafine particles in Japan: Crystallography. Methods of preparation and technological applications. //Prog. Mater. Sci. 1991. — 35. -P.l.
  68. Granqvist C.G. andBuhrman R.A. Ultrafine metal particles. // J. Appl. Phys. -1976.-47.-P.2200.
  69. Briehl В., UrbassekJ. Monte Carlo simulation of growth and decay processes in a cluster aggregation source. //Vac. Sci. Technol. A. 1999. -17. — P.256.
  70. Saito K, Mihama К and Uyeda R. Formation of ultrafine metal particles be gas-evoporation: BCC metals, Fe, V, Nb, Та, Cr, Mo and W. // Japan. J. Appl. Phys. -1980.-19.-P.1603.
  71. Lopez M.J., Marcos P.A. and Alonso J.A. Structural and dynamical properties of Cu-Au bimetallic clusters. // J. Chem. Phys. 1995. -104. — P. 1056.
  72. Celino M., Cleri F., D^Agostino G.D. and Rosato V. Mechanical instability of oxidized metal clusters. // Phys. Rev. Lett. 1996. — 77. — P.2495.
  73. Wl.Palacios F.J., Ihiguez M.P., Lopez M.J. and Alonso J.A. Molecular-dynamics study of the structural rearrangements of Cu and Au clusters softly deposited on a Cu (001) surface.// Phys. Rev. B. 1999. — 60. — P.2908.
  74. Sun H.Q., Ren Y., Luo Y.H. and Wang G.H. Geometry, electronic structure and magnetism of Rh n (n = 9,13,15,17,19) clusters. // Physica B. — 2001. — 293. -P.260.
  75. Darby S., Mortimer-Jones T.V., Johnston R.L. and Roberts C. Theoretical study of Cu-Au nanoalloy clusters using a genetic algorithm. // J. Chem. Phys. 2002. -116.-P.1536.
  76. Michaelian K., Beltran M.R. and Garzon I.L. Disordered global-minima structures for Zn and Cd nanoclusters. // Phys. Rev. B. 2002. — 65. — P.41 403.
  77. Rexer E.F., JellinekJ., Krissinel E.B., Parks EX. et al. Theoretical and experimental study of the structures of 12-, 13- and 14-atom bimetallic nickel/aluminum clusters. // J. Chem. Phys. 2002. -117. — P.82.
  78. Aguilera-Granja F., Rodrigues-Lopez J.L., Michaelian K., Berlanga-Ramirez E.O. et. al. Structure and magnetism of small rhodium clusters.// Phys. Rev. B. -2002. 66. — P.224 410.
  79. Meyer R., Lewis L.J., Prakash S. and Entel P. Vibrational properties of nano-scale materials: From nanoparticles to nanocrystalline materials. // Phys. Rev. B. -2003.-68.-P. 104 303.
  80. Honeycutt J.D., Anderson H.C. Molecular dynamics study of melting and freezing of small lennard-jones clusters.// J. Chem. Phys. 1987. — 91. — P.4950.
  81. Reinhard D., Hall B.D., Berthoud P., Valkealahti S., Monot R. Unsupported nanometer-sized copper clusters studied by electron diffraction and molecular dynamics. // Phys. Rev. B. 1998. — 58. — P. 4917.
  82. Hall B. D, Debye function analysis of structure in diffraction from nanometer-sized particles. // J. Appl. Phys. 2000. — 87. — P. 1666.
  83. Buffat P.-A., Flueli M., Spycher R, Stadelmann P., Borel J.P. Crystallographic structure of small gold particles studied by high-resolution electron microscopy. // Faraday Discuss. 1991. — 92. — P. 173.
  84. Ascencio J.A., Gutierrez-Wing C, Espinosa M.E., Marin M., Tehuacanero S., Zorilla C., Jose-Yacaman M. Structure determination of small particles by HREM imaging: theory and experiment. // Surf. Sci. 1998. — 396. — P.349.
  85. Ascencio J.A., Perez M., and Jose-Yacaman M. A truncated isohedral structure observed in gold nanoparticles. // Surf. Sci. 2000. — 447. — P.73.
  86. Jose-Yacaman M., Herrera R., Gomez A., Tehuacanero S., Schabes-Retchkiman P. Decagonal and hexagonal structures in small gold particles. // Surf. Sci. -1990.- 237.-P.248.
  87. Chushak Y., Bartell L.S. Molecular dynamics simulations of the freezing of gold nanoparticles. // Eur. Phys. J. D. 2001. -16. — P.43.
  88. Haberland H, Insepov Z., Moseler M. Molecular-dynamics simulations of thin-films growth by energetic cluster impact. // Phys. Rev. B. 1995. — 51.1. Р.11 061.
  89. Martin Т.Р. Shells of atoms. // Phys. Reports. 1996. — 273. — P.199.
  90. Marks L.D. Experimental studies of small particle structures. // Rep. Prog. Phys. -1994.-57.-P.603.
  91. Stappert S., Rellinghaus В., Acet M., Wassermann E.F. Multiply twinned structures in Gas-Phase sintered stoichiometric FePt nanoparticles. // Proc. Mat. Res. Soc.-2002.-704.-P. 73.
  92. Derlet P.M., Meyer R., Lewis L.J., Stuhr U., and Van Swygenhoven H. Low-frequency vibrational properties of nanocrystalline materials. // Phys. Rev. Lett. -2001. -87.-P.205 501.
  93. Mannien K. and Mannien M. Stacking faults in close-packed clusters. // Eur. Phys. J. D. 2002. — 20. — P.243.
  94. Giesen A., Kowalik A. and Roth P. Iron-atom condensation interpreted by a kinetic model and a nucleation model approach. // Phase transition. 2004. — 77. -P.115.
  95. Freund H.J., Bauer S.H. Homogenious nucleation in metal vapors. 2. Dependence of the heat of condensation on cluster size. // J. Phys. Chem. 1977. — 81. -P.994.
  96. Siegel R. W., Ramasamy S., Hahn H., Zongquan Li, Ting Lu and Gransky R. Synthesis, characterisation and properties of nanophase Ti02. // J. Mater. Res. -1988.-3.-P.1367.
  97. Stappert S., Rellinghaus В., Acet M. and Wassermann E.F. Gas-Phase preparation of Ll0 ordered FePt nanoparticles. // J. Cryst. Growth. 2003. — 252. -P.440.
  98. Miehle W., Kandler O., Leisner T. and Echt O. Mass spectrometric evidence for icosahedral structure in large rare gas clusters. // J. Chem. Phys. 1989. — 91. -P.5940.
  99. Sakurai M., Watanabe K., Simuyama K. and Suzuki K. Magic numbers in transition metal (Fe, Ti, Zr, Nb, and Та) clusters observed by time-of-flight mass spectroscopy. // J. Chem. Phys. 1999. — 111. — P.235.
  100. Beck T.L., Berry R.S. The interplay of structure and dynamics in the melting of small clusters. // J. Chem. Phys. 1988. — 88. — P.3910.
  101. Calvo F., Labastie P. Melting and phase space transitions in small ionic clusters. // J. Chem. Phys. 1998. -102. — P.2051.
  102. Pinto A., Pennesi A.R., Faraci G., D. 'Agostino A., Mobilio S., and Boscherini F. Evidence for truncated octahedral structures in supported gold clusters.// Phys. Rev. В. 1995. -51.-P.5315.
  103. Soler J.M., Beltran M.R., Michaelian K., Garzon I.L., Ordejon P., Sanchez-Portal D., Artacho E. Metallic bonding and cluster structure. // Phys. Rev. -2000. B61. — P.5771−5780.
  104. ClevelandC.L., Landman U., SchaafT.G., Shafigullin M.N., Stephens P.W., and Whetten R.L. Structural evolution of smaller gold nanocrystals: the truncated decahedral motif. //Phys. Rev. Lett. 1997. — 79. — P. 1873.
  105. Baletto F., Ferrando R., Fortunelli A., Montalenti F., and Mottet C. Crossover among structural motifs in transition and noble-metal clusters. // J. Chem. Phys. -2002.-116.-P.3856.
  106. Iijima S. and Ichihashi T. Structural instability of ultrafine particles of metals. // Phys. Rev. Lett. 1986. — 56. — P.616.
  107. Nam H.S., Nong M. Hwang, Yu B.D., and Yoon J.K. Formation of an icasahedral srtucture during the freezing of gold nanoclusters: surface-induced mechanism. // Phys. Rev. Lett. 2002. — 89. — P.275 502.
  108. Qi Y., Cagin Т., Johnson W.L., Goddart W.A. Melting and crystallization in Ni nanoclusters: The mesoscale regime. // J. Chem. Phys. 2001. — 115. — № 1 -P.385.
  109. Л.Д., ЛишфицЕ.М. Статистическая физика. М.: Наука, 1995.-606 с.
  110. Bertsch G. Melting in clusters. // Science 1997. — 277. — P. 1619.
  111. Schmidt M., Kusche R" Kronmtiller W., v. Issendorf B. and Haberland H. Experimental determination of the meltig point and heat capacity for a free cluster of 139 sodium atoms. // Phys. Rev. Lett. 1998. — 79. — P.99.
  112. Schmidt M., Kusche, v. Issendorf B. and Haberland H. Irregular variations in themelting point of size-selected clusters. // Nature 1998. — 393. — P.238.
  113. Lai S.L., Guo J.Y., Petrova V., Ramanath G. and Allen L.H. Size-dependent melting properties of small thin particles: Nanocalorimetric measurement. // Phys. Rev. Lett. 1996. — 77. — P.99.
  114. Cleveland C.L., Landman U. The energetics and structure of nickel clusters: size dependence. //J. Chem. Phys. 1991. — 94. — P. 7376.
  115. Mutaftschiev B. The atomistic Nature of Crystal Growth. Berlin: Springier, 2001.-376 p.
  116. Reiss H., Mirabel P. and Whetten R.L. Capillarity theory for the «coexistence» of liquid and solid clusters. // J. Phys. Chem. 1988. — 92. — P.7241.
  117. Bartell L.S. Structure and transformation: Large molecular clusters as models of condensed matter.// Annu. Rev. Phys. Chem. 1998. — 49. — P.43.
  118. Davis H.L., Jellinek J. and Berry R.S. Melting and freezing in isothermal Ar)3 clusters. //J. Chem. Phys. 1987. — 86. — P.6456.
  119. Ajayan P.M. and Marks L.D. Quasimelting and phases of small particles. // Phys. Rev. Lett. 1988. — 60. — P.585.
  120. Doye J.P.K. and Hendy S.C. On the structure of small lead clusters. // Eur.
  121. Phys. J. D.-2003.-22.-P.99.
  122. Briant C.L. and Burton J.J. Molecular dynamics study of the structure and thermodynamic properties of argon microclusters. //J. Chem. Phys. 1975. — 63. -P.2045.
  123. Wolf E.L. Nanophysics and Nanotechnology. Weinheim: WIEY-VCH, 2004. -174 p.
  124. Broughton J. Can clusters superheated? // Phys. Rev. Lett. 1991. — 67. -P.2990.
  125. Ehrhart P. Materialmodifikation durch Ionenbeschuss / Vorlesungsmanuskripte des 28. IFF-Ferienkurs, Juelich, 1997. P. С 12.2.
  126. Ч. Б., Витол И. К., Эланго М. А. Распад электронных возбуждений на радиационные дефекты в ионных кристаллах. // УФН. 1977. — Т. 122. -Вып. 2. — С. 223.
  127. А. С., Слепцов С. Н, Жуков А. И. Радиационно-диффузионная модель уплотнения плёнок, осаждаемых из ионно-атомных потоков. // Металлофизика и новейшие технологии. 1995. — № 9. — С. 42.
  128. В. В., Кирсанов В. В. Проблемы моделирования радиационных повреждений в кристаллах. // УФН. 1976. — Т.118. — Вып. 1. — С. 3.
  129. В. В., Орлов А. Н. Моделирование на ЭВМ атомных конфигураций дефектов в металлах. // УФН. 1984. — Т.142. — Вып. 2. — С. 219.
  130. AverbackR. S. Atomic displacement processes in irradiated metals. // J. Nuclear Materials. 1994. — 216. — P. 52.
  131. О. А. Радиационные эффекты изменения прочности и пластичности в монокристаллах цинка. М.: Наука, 1968. — 72 с.
  132. Ван ФлекЛ. Теоретическое и прикладное материаловедение. М.: Атомиз-дат, 1975.- 470 с.
  133. С., Vineyard G. Н. and Skimizu A. Dynamics of radiation damage in a body-centered cubic lattice. Higher energies.// Phys.Rev.- 1965.- 139. P. A118.
  134. Stolz A. and Lehmann C. Stability problems, low-energy-recoil events, and vibrational behaviour of points defects in metals.// Phys. Rev.- 1972.- B6. P. 813.
  135. Ullmayer H. and Schilling W. Physics of Modern Materials, IAEA-SMR-46/205. 1980. — P. 301.
  136. Mayer J. W. and Lau S. S. Electronic Materials Science: for Integrated Circuits in Si and GaAs. New York: Macmillian, 1990, 340 p.
  137. Guinan M. W. and Kinney J. H. Molecular dynamics calculations of energetic displacement cascades. // J. Nuclear Materials. 1981. -104. — P. 1319.
  138. Averback R. S., Hornming H., Diaz de la Rubia T. and Benedek R. Molecular dynamics studies of displacement cascades. // J. Nuclear Materials. 1991. -179−181.-P. 87.
  139. Bacon D. J., Diaz de la Rubia T. Molecular dynamics computer simulations of displacement cascades in metals. // J. Nuclear Materials. 1994. — 216. — P. 275.
  140. Ghaly M., AverbackR. S. Ion-irradiated solids: A molecular dynamics investigation. // Mat. Sci. For. 1987. -15−18. — P.13.
  141. Shiori Ishino, Atsushi Kurui, Shoichi Ichikawa, Tarou Inaba, Tadayuki Hase-gawa The effect of transmutation and displacement in irradiated copper for heat-sink materials. // J. Nuclear Materials. 2000. — 283−287. — P. 215.
  142. Nordlung K., Ghaly M., AverbackR. S., Caturla M., Diaz de la Rubia Т., Tarus J. Defect production in collision cascades in elemental semiconductors and fee metals. // Phys. Rev. B. 1998. — 57. — № 13. — P. 7556.
  143. Schilling W. and Ullmaier H. Materials of Science in Technique. / eds. R. W. Cahn, P. Haasen and E. J. Kramer. Weinheim/New York: VCH Verlag, 1993. -Vol. 10 В.-P. 179.
  144. В. Ф., Подливаев А. И. Образование кластеров в системе вакансий и междоузлий при диффузионно-рекомбинационной неустойчивости. // ФММ 1996. — Т. 81. — В. 5.- С. 27.
  145. Jung P. Radiation defects in structural materials of spallation targets. // J. Nuclear Materials. 2001. — 301. — P. 15.
  146. Beeler J. R. and Beeler M. F. Fundamental Aspects of Radiation Damage in Metals, ERDA Conf-751 006. 1976. — P. 28.
  147. Robinson M. T. and Thorrens I. M. Computer simulation of atomic-displacement cascades in solids in the binary-collision approximation. // Phys. Rev. 1974. -B9. — P. 5008.
  148. Seidman D. N., AverbackR. S. andBenedekR. Displacement cascades. Dynamics and atomic structure. // Phys. Stat. Sol. 1987. — B144. — P. 85.
  149. Wirth B. D., Odette G. R., Maroudas D. and Lucas G. E. Dislocation loop structure, energy and mobility of self-interstitial atom clusters in bcc iron. // J. Nuclear Materials. 2000. — 276. — P. 33.
  150. Johnson R. A. and Orlov A. N. Physics of radiation effects in crystals. Amsterdam: Elsevier, 1986. — 420 p.
  151. Ehrhart P. Fehlstellreaktionen und Erholungsstufen / Vorlesungsmanuskripte des 13. IFF-Ferienkurs, Juelich, 1982.- P. D3.20.
  152. Ч., Томсон P. Физика твёрдого тела. M.: Мир, 1969.- 560 с.
  153. J. В., GolandA. М., Milgram М. and Vineyard G. H. Dynamics of radiation damage. // Phys. Rev.-1960. -120. P. 1229.
  154. В. И., Кирсанов В. В., Осипов 3. Я. Кристаллография. М.: Наука, 1968.-С. 1060.
  155. С., Vineyard G. Н. and Englert A. Dynamics of radiation damage in a body-centered cubic lattice. // Phys. Rev. 1964. -133. — P. A595.
  156. Tome C. N., Monti A. M. and Savino E. J. Vacancy and interstitial configuration in hexagonal close packed metals. // Phys. Stat. Solid B. 1979. — 92. — P. 323.
  157. Ehrhart P. Defekt-Bildung im Festkoerper /Vorlesungsmanuskripte des 13. IFF-Ferienkurs, Juelich, 1989.- P. 3.12.
  158. И. В. Радиационные нарушения // Итоги науки и техники. Металловедение и термическая обработка. 1987. — Т. 21. — С. 3.
  159. В. Ф., Неклюдов И. М., Ожигов Л. С. и др. Некоторые проблемы физики радиационных повреждений материалов. Киев: Наукова думка, 1979. — 280 с.
  160. Johnson R. A. Interstitial and vacancies in alpha iron. // Phys. Rev. A. 1964. -134.-P. 1329.
  161. Dudarev S. L. Thermal mobility of interstitial defects in irradiated materials. // Phys. Rev. B. 2002. — 65. — P. 224 105.
  162. Morishita K., Diaz de la Rubia Т., Alonso E., Sekimura N., Yoshida N. A molecular dynamics simulation study of small cluster formation and migration in metals. // J. Nuclear Materials. 2000. — 283−287. — P. 753.
  163. Drittler K., Lahenn H. J., Wollenberger H. Comparative study of radiation damage in Cu and Fe. // Rad. Eff.- 1969. 2. — P. 51.
  164. Mikhlin E. Ya., Nelaev V. V. On the increase of the Frenkel defect recombination zone in a-iron caused by hydrostatic compression. // Phys. Stat. Sol. A. 1976. -35.-P. K81.
  165. А. М., Savino J. Frenkel pair stability in a hexagonal close packed lattice. // Phys. Stat. Sol. B. 1979. — 92. — P. K39.
  166. Mikhlin E. Ya., Nelaev V. V. The effect of uniaxial compression upon dimension and shape of the Frenkel defect recombination zone in a-iron. // Phys. Stat. Sol. A. 1977. — 43. — P. K23.
  167. M. Дефекты и радиационные повреждения в металлах. М.: Мир, 1971.-367 с.
  168. Kiritani М. Radiation damage of solids with electrons, ions, and neutrons and properties of defects and their interactions. -ВАНТ. Серия: Физика радиационных повреждений, 1984.- 1/(29).- С. 74.
  169. Trinkaus К, Singh В. N., Woo С. Н. Defect accumulation under cascade damage condition. // J. Nuclear Materials. 1994. — 212−215. — P. 18.
  170. А. Ю., Реутов В. Ф., Скуратов В. А. Радиационное распухание меди при облучении ионами Си и Хе с энергиями 1 МэВ/а.е.м. // Металлы. -1996.-№ 5. -С. 65.
  171. Beeler J. R. The Nature of Small Defect Clusters: Report of a Consultant simpo-sium held at A.E.R.E.- Harwell. 1966. — V. 1. — P. 173.
  172. A. JI. Атомная структура и параметры изолированных обеднённых зон в металлах. М.: Препринт ИТЭФ-145.- 1980, — 48 с.
  173. Ю. В. Радиационные дефекты в металлах. Л.: АН СССР. -1979. -400 с.
  174. Ingle К. W, Perrin R. С. and Schober Н. R. Interstitial clusters in fee metals. // J. Phys.-1981.-Fll.-P. 1161.
  175. Ehrhart P. and Schlagheck U. Investigation of Frenkel defects in electron irradiated copper by Huang scattering of x-rays. Thermal annealing. // J. Phys.- 1974. -F4.-P. 1589.
  176. A. M. Физическая механика реальных кристаллов. Киев: Наукова думка, 1981.-327 с.
  177. В. В., Маркина Н. В., Шамарина Е. И. и др. Процессы атомных смещений в многокомпонентных сплавах. // ФММ- 1996.- Т.81.- В.2.-С. 26.
  178. Singh В. N. and Foreman A. J. E. Production bias and void swelling in the transient regime under cascade damage conditions.// Phil.Mag.-1992.- A66.- P. 975.
  179. Woo C. W., Semenov A. A. and Singh B. N. Analysis of microstructural evolution driven by production bias. // J. Nuclear Materials. 1993. — 206. — P. 170.
  180. Walgraef D. and Ghoniem N. M. Effects of glissile interstitial clusters on microstructure self-organisation in irradiated materials. // Phys. Rev. B. 2003. -67.-P. 64 103.
  181. П. А., Никифоров В. В. Динамика накопления дефектов при флуктуирующих условиях облучения кристаллов.// Металлы- 1996.- № 5.- С. 108.
  182. Singh В. N., Leffers Т. and Horsewell A. Dislocation and void segregation in copper during neutron irradiation. // Philos. Mag. 1986. — A53. — P. 233.
  183. A. H., Трушин Ю. В. Энергии точечных дефектов в металлах. М.: Энергоатомиздат, 1982.- 340 с.
  184. Ingle К. W, Crocker A. G. A computer simulation study of the effect of applied stress on divacancy binding energies in body-centered cubic crystals. // Phys. Stat. Solid A. 1976. — 38. — P. 523.
  185. Ehrhart P. and Averback R. S. Diffuse X-ray scattering studies of neutron- and electron-irradiated Ni, Cu and dilute alloys. // Phil. Mag. A. 1989. — 60. — № 3. — P. 283.
  186. Doan N.V. Interstitial cluster motion in displacement cascades. // J. Nuclear Materials. 2000. — 283−287. — P. 763.
  187. Foreman A. J. E., English C. A. and Phythian W. J. Molecular dynamics calculations of displacement threshold energies and replacement collision sequences in copper using a many-body potentials. // Philos. Mag. A. 1992. — 66. — P. 655.
  188. Trinkaus H., Singh B. N. and Foreman A. J. E. Impact of glissile interstitial loop production in cascades on defect accumulation in the transient. // J. Nuclear Materials. 1993. — 206. — P. 200.
  189. Evans J. H. and Foreman A. J. E. Some implications of anisotropic self-interstitial diffusion on void swelling in metals. // J. Nuclear Materials. 1985.137.-P. 1.
  190. Дж. Динамика радиационного повреждения. // УФН.- 1961.- Т. 74.- С. 435.
  191. В. J., Wainwreight Т. Е. Transport Processes in Statistical Mechanics. -N.Y.: Intersciens, 1958. 321 p.
  192. A. H., Сергеев В, M. Метод молекулярной динамики в статистической физике. // УФН. 1978. — Т. 125. — В. 3. — С. 409.
  193. В. А., Ухов В. Ф., Дзугутов М. М. Компьютерное моделирование динамики и структуры жидких металлов. М.: Наука, 1981. — 324 с.
  194. В. В. ЭВМ-эксперимент в атомном материаловедении. М.: Энергоатомиздат, 1990. — 319 с.
  195. Дж. Физика кристаллов с дефектами. Тбилиси: ИФ АН ГССР. -1966.-С. 51.
  196. Ю. М. Дефекты в кристаллах и их моделирование на ЭВМ. Л.: Наука, 1980. — 78 с.
  197. Gao F. and Weber W. J. Atomic-scale simulation of 50 keV Si displacement cascades in (3-SiC. // Phys. Rev. B. 2000. — 63. — P. 54 101.
  198. БиллерДж. Машинное моделирование при исследовании материалов. М.: Мир, 1974.-310 с.
  199. М., Derlet P. М., Van Swygenhoven Н. and Victoria М. Computer simulation of displacement cascades in nanocrystalline Ni // Phys. Rev. Lett. -2002.-88.-№ 12.-P. 125 505.
  200. M. П., Кирсанов В. В. Расчёт атомных конфигураций и взаимодействий дефектов различных типов в металлах. Алма-Ата: Препринт ИЯФ КазССР. -№ 3−81.-1981.
  201. В. М., Кирсанов В. В. Модель термического движения во время радиационного повреждения в кристаллах. // ФТТ. 1969. — Т. 11. — С. 674.
  202. М. Т., Оеп О. S. Computer studies of the slowing down of energetic atoms in crystals. // Phys. Rev. 1963. — 132. — P. 2385.
  203. Kaufmann J. W. and Koehler J. S. Quenching in of lattice vacancies in puregold. // Phys. Rev. 1955. — 97. — P. 559.
  204. Lueck G., Sizmann R. The radiation annealing of Frenkel defects. // Phys. Stat. Sol. 1964.-5.-P. 683.
  205. Caturla M. J., Wall M., Alonso E., Diaz de la Rubia Т., Felter T. and Fluss M. J. Heavy ion irradiation and annealing of lead: atomistic simulations and experimental validation. // J. Nuclear Materials. 2000. — 276. — P. 186.
  206. В. В. Современные проблемы расчётов повреждающих доз облучённых материалов. // ФММ 1996. — Т. 81. — В. 2. — С. 36.
  207. В. В. Расчёт дозы повреждений в облучённых многокомпонентных и многослойных материалах. // ФММ 1996. — Т. 81. — В.З. — С. 22.
  208. В. И., Кирсанов В. В. Влияние нейтронного спектра на нарушающий вес реакторного облучения. В кн.: Дозиметрия интенсивных потоков ионизирующих излучений. — Ташкент: Изд-во ФАН, 1969, С. 76.
  209. N. J., Robinson М. Т., Torrens I. М. The proposed method of displacement doze rate calculation. // Nuclear Eng. and Design. 1975. — 33. — P. 50.
  210. Averback R. S., Benedek R. and Merkle К L. Ion-irradiation studies of the damage function of copper and silver. // Phys. Rev. B. 1978. -18. — P. 4156.
  211. Wiedersich H. Effects of the primary recoil spectrum on microstructural evolution. // J. Nuclear Materials. 1991. -179−181. — P. 70.
  212. Diaz de la Rubia T. and Guinan M. W. Progress in the development of a molecular dynamics code for hight-energy cascades studies. // J. Nuclear Materials. -1990.-174.-P. 151.
  213. Singh B. N., GolubovS. I., Trinkaus H., SerraA., Osetzky Yu. N., BarashevA.V. Aspects of microstructure evolution under cascade damage conditions. // J. Nuclear Materials. 1997. — 251. — P. 107.
  214. Diaz de la Rubia T. and Guinan M. W. New mechanism of defect production in metals: A molecular-dynamics study of interstitial-dislocation-loop formation in hight-energy displacement cascades. //Phys. Rev. Lett. 1991. — 66. — P. 2766.
  215. Caturla M.J., Diaz de la Rubia T. Bedrossian P.J. Modelling of ion implantation and diffusion in Si. //Mater. Sci. Forum. 1992. — 97−99. — P. 41.
  216. Marian J., Wirth В. D., Perlado J. M., Odette G. R. and Diaz de la Rubia T. Dynamics of self-interstitial migration in Fe-Cu alloys. //Phys. Rev. B. 2001. -64.-P. 94 303.
  217. Phythyan W. J., Stoller R. E., Foreman A. J. E., Calder A. F., Bacon D. J. A comparison of displacement cascades in copper and iron by molecular dynamics and its application to microstructural evolution. // J. Nuclear Materials. 1995. -223. — P. 245.
  218. Giacobbe M. J., Lam N. Q., Rehn L. E., Baldo P. M., Funk L" Stubbins J. F. Heavy-ion cascade effects on radiation-induced segregation kinetics in Cu -l%Au alloys. // J. Nuclear Materials. 2000. — 281. — P. 213.
  219. Foreman A. J. E., Makin M. J. Heterogenous void swelling near grain boundaries in irradiated materials. // Phys. Rev. B. 2003. — 67. — P. 94 103.
  220. Heinisch H. L., Singh B. N. and Golubov S. I. Kinetic Monte Carlo studies of the effects of Burgers vector changes on the reaction kinetics of one-dimensionally gliding interstitial clusters. // J. Nuclear Materials. 2000. — 276. — P. 59.
  221. Stoller R. E. The role of cascade energy and temperature in primary defect formation in iron. // J. Nuclear Materials. 2000. — 276. — P. 22.
  222. Singh B. N., Zinkle S. J. Defect accumulation in pure fee metals in the transient regime: a review. // J. Nuclear Materials. 1993. — 206. — P. 212.
  223. Evans J. H. and Singh B. N. Significant differences in defect accumulation behaviour between fee and bcc crystals under cascade damage conditions. // J. Nuclear Materials. 1995. — 226. — P. 277.
  224. Woo С. H., Singh B. N. Production bias due to clustering of point defects in irradiation induced cascades. // Philos. Mag. A. — 1992. — 65. — P. 889.
  225. Foreman A. J. E., English C. A. and Phythian W. J. The molecular dynamics simulation of irradiation damage cascades in copper using a many-body potentials. // Philos. Mag. A. 1992. — 66. — P. 671.
  226. Singh B. N. Trinkaus H., Woo С. H. Production bias and cluster annihilation: why necessary? // J. Nuclear Materials. 1994. — 212−215. — P. 168.
  227. В. H., Зеленский В. Ф., Неклюдов И. М., Бородин О. В. Особенности микроструктурных изменений в аустенитных и ферритных нержавеющих сталях при облучении. // ФММ 1996. — Т. 81. — В. 3. — С. 90.
  228. А. В. Основные механизмы влияния структурных изменений, происходящих в аустенитной стали при низкотемпературном нейтронном облучении, на её физико-механические свойства. // ФММ 1996. — Т.81.1. B.З. С. 97.
  229. Kuramoto Е., Ohsawa К., Tsutsumi Т. Computer simulations of defects interacting with a dislocation in Fe and Ni. // J. Nuclear Materials. 2000. — 283−287. -P. 778.
  230. Sekimura N., Morioka Т., Morishita K. Modeling of cascade damage interactions by Monte-Carlo method. // J. Nuclear Materials. 2000. — 283−287. — P. 758.
  231. Саралидзе 3. К. Взаимосвязь между распуханием и радиационной ползучестью кристаллов. // ФММ 1996. — Т. 81. — В. 2. — С. 159.
  232. Semenov A. A., Woo С. Н. Void nucleation at elevated temperatures under cascade damage irradiation. // Phys. Rev. B. 2002. — 66. — P. 24 118.
  233. С. В. Исследование энергетических характеристик собственных точечных дефектов и их комплексов на поверхностях ГЦК металлов. / Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата ф.-м. наук. Томск: ТГУ, 1997.
  234. С. М, Wei С. М. and Chen S. P. Self-diffusion of small clusters on fee metal (111) surfaces. // Phys. Rev. Lett. 2000. — 85. — № 5. — P. 1044.
  235. Г. E., Иванов Ю. Ф., Опекунов М. С, Пузыревич А. Г. Дефектообра-зование в стали при однократном и периодическом воздействии мощных импульсных ионных пучков. // Письма в ЖТФ. 1995. — 21. — № 24. — С. 60.
  236. В. П., Мелихов В. Д., Волкова Т. В. Воздействие ионного облучения на сплавы системы титан-аллюминий. // ФММ 1995. — Т. 79. — В. 3.1. C. 101.
  237. Heinisch Н. L. Computer simulation of high-energy displacement cascades. // Rad. Eff. 1990. — 113. — P. 53.
  238. Besquart С. S., Domain С., van Duysen J. S., Raulot J. M. The role of Cu in displacement cascades examined by molecular dynamics. // J. Nuclear Materials. -2001.-294.-P. 274.
  239. Heinisch H. L., Singh B. N., Diaz de la Rubia T. Calibrating a multi-model approach to defect production in high-energy collision cascades. // J. Nuclear Materials. 1994. — 212−215. — P. 129.
  240. Heinisch H. L., Singh B. N., Golubov S. I. The effects of one-dimensional glide on the reaction kinetics of interstitial clusters. // J. Nuclear Materials. 2000. -283−287. — P. 737.
  241. Golubov S. I., Singh B. N., Trinkaus H. Defect accumulation in fee and bcc metals and alloys under cascade damage conditions Towards a generalisation of the production bias model. // J. Nuclear Materials. — 2000. — 276. — P. 78.
  242. Osetsky Y N., Bacon D. J., Serra A., Singh B. N., Golubov S. 1. Stability and mobility of defect clusters and dislocation loops in metals. // J. Nuclear Materials. 2000. — 276. — P. 65.
  243. Barawshev A. V., Golubov S. I., Trinkaus H. Reaction kinetics of glissile interstitial clusters in a crystal containing voids and dislocations. // Philos. Mag. A. -2000.-81.-№ 10.-P. 2515.
  244. Trinkaus H., Singh B. N., Golubov S. I. Progress in modelling the microstruc-tural evolution in metals under cascade damage conditions. // J. Nuclear Materials. 2000. — 283−287. — P. 89.
  245. Osetsky Yu, N., Bacon D. J, Gao F., Serra A., Singh B. N. Study of loop-loop and loop-edge dislocation interactions in bcc iron. // J. Nuclear Materials. -2000. 283−287. — P. 784.
  246. Г. M. Прохождение низкоэнергетических ионов и каскады столкновений в кристаллах. В кн.: Взаимодействие заряженных частиц с твердым телом. М.: Высш. шк., 1994, С. 250.
  247. М. Т. Basic physics of radiation damage production. // J. Nuclear Materials. -1994. 216. — P. 1.
  248. Robinson M. T. Computer simulation studies of hight-energy collision cascades. //Nuclear Instr. andMeth. 1992. — B67. — P. 396.
  249. Xu Q., Heinisch H. L., Yoshiie T. Computer simulations of the effects of temperature change on defect accumulation in copper during neutron irradiation. // J. Nuclear Materials. 2000. — 283−287. — P. 297.
  250. Sun L. Z., Ghoniem N. M., Tong S. H., Singh B. N. 3D dislocation dynamics study of plastic instability in irradiated copper. // J. Nuclear Materials. 2000. -283−287.-P. 741.
  251. Trinkaus #., Heinisch H. L., Baraschev A. V., Golubov S. I. and Singh B.N. ID to 3D diffusion-reaction kinetics of defects in crystals. // Phys. Rev. B. 2002. -66. -P.60 105®.
  252. Shimomura Y, Mukouda I. Development of vacancy clusters in neutron-irradiated copper at high temperature. // J. Nuclear Materials. 2000. — 283−287. — P. 249.
  253. Doan N. V. and Martin G. Elimination of irradiation point defects in crystalline solids: Sink strengths. // Phys. Rev. B. 2003. — 67. — P. 134 107.
  254. Carter R. G., Soneda N., Dohi K., Hyde J. M., English C. A., Server W. L. Mi-crostructural characterization of irradiation-induced Cu-enriched clusters in reactor pressure vessel steels. // J. Nuclear Materials. 2001. — 298. — P. 211.
  255. Mukouda I., Shimomura Y., Iiyama Т., Harada Y, Katano Y., Nakazawa Т., Ya-maki D., Noda K. Microstructure in pure copper irradiated by simultaneous multi-ion beam of hydrogen, helium and self ions. // J. Nuclear Materials.2000.-283−287.-P. 302.
  256. Tobita Т., Suzuki M., Iwase A., Aizawa K. Hardening of Fe-Cu alloys at elevated temperatures by electron and neutron irradiations. // J. Nuclear Materials.2001.-299.-P. 267.
  257. Alonso E., Caturla M. J., Diaz de la Rubia Т., Soneda N., Marian J., Perlado J.
  258. М., Stoller R. Е. Comparative study of damage accumulation in iron under magnetic and inertial fusion conditions. // J. Nuclear Materials. 2000. — 283−287. -P. 768.
  259. Bacon D. J., Gao F., Osetsky Y. N. Computer simulation of displacement cascades and the defects they generate in metals. // Nucl. Instrum. and Meth. -1999. -B.153. P. 87.
  260. Jenkins M. L. Characterisation of radiation-damage microstructures by ТЕМ. // J. Nuclear Materials. 1994. — 216. — P. 124.
  261. Eckstein W. Computer simulation of ion-solid interactions. Berlin: Springer-Verlag, 1994. — 270 p.
  262. Ъ0. Adams J. et al. Atomic-level computer simulation. // J. Nuclear Materials. -' 1994.-216.-P. 265.
  263. Yurtsever E, CalvoF. Many-body effects on the melting and dynamics of small clusters. // Phys. Rev. B. 2000. — 62. — № 15. — P. 9977.
  264. Singh B. N., Edwards D. J., Toft P. Effect of neutron irradiation and post-irradiation annealing on microstructure and mechanical properties of OFHS-copper. // J. Nuclear Materials. 2001. — 205−218. — P. 205.
  265. Kuchling H. Physik. Leipzig: VEB Fachbuchverlag, 1980. — 520 s.
  266. Singh B. N., Edwards D. J., Eldrup M., Toft P. Effect of bonding and bakeout thermal cycles on the properties of copper alloys irradiated at 350 °C. // J. Nuclear Materials. 2001. — 295. — P. 1.
  267. Bacon D. J., Gao F. and Osetsky Yu. N. The primary damage state in fee, bcc and hep metals as seen in molecular dynamics simulations. // J. Nuclear Materials. 2000. — 276. — P. 1.
  268. Gao F., Bacon D. J., Flewitt P. E. J., Lewis T. A. A molecular dynamics study of temperature effects on defect production by displacement cascades in a-iron. // J. Nuclear Materials. 1997. — 249. — P. 77.
  269. Zinkle S. J., Singh B. N. Microstructure of Cu-Ni alloys neutron irradiated at 210 °C and 420 °C to 14 dpa.// J. Nuclear Materials.- 2000, — 283−287. P. 306.
  270. Zinkle S. J., Kulcinski G. L., Knoll R. W. Microstructure of copper followinghigh dose 14 MeV Cu ion irradiation. // J. Nuclear Materials. 1986. — 138. — P. 46.
  271. Trinkaus H., Ullmaier H. Does pulsing in spallation neutron sources affect radiation damage? // J. Nuclear Materials. 2001. — 296. — P. 101.
  272. Gonzalez H. S., Miralles M. T. Annealing of hardening in copper after neutron irradiation hardening at 77 K. // J. Nuclear Materials. 2001. — 295. — P. 157.
  273. Wirth B. D., Bulatov V., Diaz de la Rubia T. Atomistic simulation of stacking fault tetrahedra formation in Cu. // J. Nuclear Materials. 2000. — 283−287. — P. 773.
  274. Zinkle S. J., Horsewell A., Singh B. N., Sommer W. F. Defect microstructure in copper alloys irradiated with 750 MeV protons. I I J. Nuclear Materials. 1994. -212−215.-P. 132.
  275. KiritaniM. Microstructure evolution during irradiation. // J. Nuclear Materials. -1994.-216.-P. 230.
  276. Diaz de la Rubia Т., Phythian W. J. Molecular dynamics studies of defect production and clustering in energetic displacement cascades in copper. // J. Nuclear Materials. 1992. -191−194. — P. 108.
  277. СЛ., Гафнер Ю. Я., Удодов В. Н., Потекаев А. И. Формирование точечных дефектов и их комплексов при условии каскада столкновений. / Ред. журн. «Известия вузов. Физика». Томск. — 1998.- Депонировано в ВИНИТИ 05.10.98 № 2911-В98, 34 с.
  278. C.JI., Гафнер Ю. Я., Удодов В. Н., Потекаев А. И. Моделирование термического отжига радиационного каскада столкновений. / Ред. журн. «Известия вузов. Физика». Томск. — 1999, — Депонировано в ВИНИТИ 28.06.99 № 2061-В99, 31 с.
  279. Ю.Я., Гафнер СЛ., Удодов В. Н. Моделирование краткой стадии термического отжига при облучении высокоэнергетическими ионами. // Металлофизика и новейшие технологии. 2000.- Т.22.- № 10.- С. 15−17.
  280. Gafner Ju.Ja., Gafner S.L., Udodow W.N. Simulation of thermal annealing in the ions irradiated metals. // 1. International Congress on Radiation Physic, High Current Electronics and Modification of Materials. Proceedings. Tomsk. 2000. -V.l-P. 311−313.
  281. Ю. Я., Гафнер С. Л., Удодов В. Н. Исследование диффузии методом Монте-Карло.// Проблемы учебного физического эксперимента: Сборник научных трудов. Выпуск 10.- Глазов — СПб. — 2000.- С. 108−111.
  282. Ю.Я., Гафнер СЛ., Удодов В. Н. Роль подвижности вакансий при формировании дефектной микроструктуры в металлах. / Ред. журн. «Известия вузов. Физика». Томск. — 2001.- Депонировано в ВИНИТИ 14.05.01 № 1221-В2001,26 с.
  283. Ю. Я., Гафнер С. Л., Удодов В. Н. Исследования диффузии дефектов методом Монте-Карло.// Преподавание физики в высшей школе. 2001.-№ 20.- С.51−53.
  284. С. Л., Удодов В. Н., Гафнер Ю. Я. Дефекты упаковки при неравновесном двойниковании в ГЦК-структурах./ Ред. журн. «Известия вузов. Физика».- Томск.- 2001.- Депонировано в ВИНИТИ 19.03.01 № 692-В2001, 15 с.
  285. Ю. Я., Удодов В. Н., Гафнер С. Л. Компьютерное моделирование магнитных явлений.// Проблемы учебного физического эксперимента: Сборник научных трудов. Выпуск П.- Москва ИОСО РАО.- 2001.- С.72−75.
  286. Ю.Я., Гафнер С. Л., Удодов В. Н. Модель эволюции дефектной микроструктуры в облученных металлах. // Известия вузов. Физика. 2002. -Т.44. — № 8. — С.75−81.
  287. Ю.Я., Гафнер СЛ., Удодов В. Н. Компьютерное моделирование термического отжига в металлах. // Известия вузов. Физика. 2002. — Т.44. -№ 8. — С.82−87.
  288. Ю. Я., Гафнер С. Я., Удодов В. Н. Компьютерное моделирование термического отжига в металлах при облучении ионами высоких энергий. // Металлофизика и новейшие технологии. 2002.- Т.24.- № 9.- С.1199−1213.
  289. С.Я., Гафнер Ю. Я. Модель эволюции дефектных структур в облученных ГЦК-металлах. // Международная научно-техническая конференция «Тонкие пленки и слоистые структуры». Материалы конференции, часть 2. -Москва.-2002.-С. 184−186.
  290. СЛ., Гафнер Ю. Я. Компьютерное моделирование термического отжига в меди. // Международная научно-техническая конференция «Тонкие пленки и слоистые структуры». Материалы конференции, часть 2. Москва. -2002.-С. 187−189.
  291. СЛ., Гафнер Ю. Я. Моделирование методом Монте-Карло термического отжига меди, облученной высокоэнергетическими ионами. // Вестник ХГУ. 2004. — Серия 9. — № 1. — С. 108−118.
  292. Ю. Я., Гафнер С. Л. Некоторые особенности формирования структуры нанокластеров Ni. // Вестник ХГУ. 2004. — Серия 9. — № 1. — С. 119 122.
  293. Gajher J.J., Gafner S.L. Monte-Carlo simulation thermal annealing in Си. // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2004. — № 1. -С.4−9.
  294. Gafner J. J., Gafner S.L. Model of defects evolution in ion-irradiated fcc-metals. // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2004. — № 1. -С.10−15.
  295. Ю.Я., Гафнер СЛ., Энтелъ П. Формирование икосаэдрической структуры при кристаллизации нанокластеров Ni. // ФТТ. 2004. — Т 46. -№ 7.-С. 1287−1290.
  296. Ю.Я., Гафнер СЛ. Влияние скорости охлаждения на формирование структуры нанокластеров Ni. // Металлофизика и новейшие технологии. -2004.- Т.26.- № 3.- С.287−294.
  297. Ю.Я., Гафнер СЛ., Редель Л. В. Конденсация наночастиц Ni из газовой среды. // Международная конференция «Физико-химические процессы в неорганических материалах». Сборник докладов, часть 2. Кемерово. -2004. — С.123−127.
  298. Ю.Я., Гафнер СМ., Редель Л. В. Роль условий охлаждения при кристаллизации нанокластеров Ni. // Международная конференция «Физико-химические процессы в неорганических материалах». Сборник докладов, часть 2. Кемерово. — 2004. — С. 127−131.
  299. Meyer R., Gafner S.L., Gafner J.J., Rollmann G. and Entel P. Modelling the Condensation of Nanoparticles. // Advances in Science and Technology. 2004. — V.44. -P.179−186.
  300. Meyer R., Gafner J.J., Gafner S.L., Stappert S., Rellinghaus B. and Entel P. Computer Simulations of the Condensation of Nanoparticles from the Gas Phase. // Phase Transitions. 2005. — V.78. — № 1.3. p.35−46.
  301. Ъ2.Гафнер Ю. Я., Гафнер С. Л. Конденсация наночастиц Ni в аргоновой атмосфере.// Международная научно-практическая конференция «Пьезотехника-2005». Материалы конференции. Ростов. — 2005. — С.25−28.
  302. Л.В., Гафнер Ю. Я., Гафнер СЛ. Влияние условий охлаждения на формирование структуры нанокластера никеля. // Международная научно-практическая конференция «Пьезотехника-2005». Материалы конференции. Ростов. — 2005. — С.29−32.
  303. Ю.Я., Гафнер С. Л. Моделирование процессов конденсации наночастиц Ni из газовой фазы. // Вестник ХГУ. 2005. — Серия 9. — № 2. — С.45−57.
  304. Л.В., Гафнер Ю. Я., Гафнер С. Л. Влияние условий охлаждения на формирование структуры нанокластера никеля. // Вестник ХГУ. 2005. -Серия 9. — № 2. — С.57−60.1. Тезисы докладов
  305. Ю. Я., Чудайкина С. Л. Дефектообразование в высокоэнергетических каскадах столкновений. // 4 международная школа-семинар «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах». Тезисы докладов, Барнаул. 1998.-С. 12.
  306. Ю.Я., Гафнер СЛ., Удодов В. Н. Исследование диффузионных процессов в облучённых металлах. // 5 международная школа-семинар «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах». Тезисы докладов, Барнаул. 2000.- С. 80.
  307. С. Л., Гафнер Ю. Я., Удодов В. Н. Кинетика дефектов в плотноупакованных структурах. // 5 международная школа-семинар «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах». Тезисы докладов, Барнаул. -2000.- С. 83.
  308. Gafner Ju.Ja., Gafner S.L., Udodow W.N. Research of thermally activated diffusion in the irradiated metals. // 2. международная конференция «Радиационно-термические эффекты и процессы в неорганических материалах». Тезисы докладов, Томск. 2000.- Р.5−7.
  309. Ю.Я., Гафнер СЛ., Удодов В. Н. Роль подвижности каскадно-индуцированных вакансий на формирование дефектной микроструктуры. // 3 Всероссийский семинар «Моделирование неравновесных систем». Тезисыдокладов, Красноярск. 2000.- С.53−54.
  310. Ю.Я., Гафнер СЛ., Удодов В. Н. Модель диффузионных процессов в облученных металлах. // 3 Всероссийский семинар «Моделирование неравновесных систем». Тезисы докладов, Красноярск. 2000.- С.55−56.
  311. Ю. Я., Гафнер С. Л., Удодов В. Н. Компьютерное моделирование диффузионных процессов.// 2 Международная конференция «Новые технологии в преподавании физики: школа и ВУЗ». Тезисы докладов, Москва.2000.- С.92−93.
  312. Ю.Я., Гафнер СЛ., Удодов В. Н. Модель эволюции дефектной микроструктуры в металлах при ионном облучении. // 4 Всероссийский семинар «Моделирование неравновесных систем». Тезисы докладов, Красноярск.2001.- С.24−25.
  313. Ю.Я., Гафнер СЛ., Удодов В. Н. Компьютерное моделирование методом Монте-Карло термического отжига в металлах. // 4 Всероссийский семинар «Моделирование неравновесных систем». Тезисы докладов, Красноярск. 2001.- С.26−27.
  314. Gafner J. J., Gafner S.L. Model of defects evolution in ion-irradiated fcc-metals. // The 2-d Russia-Chineese School-Seminar «Fundamental problems and modern technologies of material science». Book of abstracts, Barnaul. 2002. — P. 15−16.
  315. Gafner J. J., Gafner S.L. Monte-Carloes simulation thermal annealing in Cu. // The 2-d Russia-Chineese School-Seminar «Fundamental problems and modern technologies of material science». Book of abstracts, Barnaul. 2002. — P. 16−17.
  316. Ю.Я., Гафнер C.JI. Моделирование термического отжига высокоэнергетического каскада в меди. // 5 Всероссийский семинар «Моделирование неравновесных систем». Тезисы докладов, Красноярск. 2002.-С.44−45.
  317. Ю.Я., Гафнер C.JI. Компьютерная модель эволюции дефектной микроструктуры в облученных ГЦК-металлах. // 5 Всероссийский семинар «Моделирование неравновесных систем». Тезисы докладов, Красноярск. -2002. С.46−47.
  318. Ю. Я., Гафнер С. Л., Майер Р., Энтель П. Структурные свойства нанокластеров Ni. // 6 Всероссийский семинар «Моделирование неравновесных систем». Тезисы докладов, Красноярск. 2003.- С.44−45.
  319. Ю. Я., Гафнер С. Л., Майер Р., Энтель П. Конденсация наночастиц Ni из газовой среды: возникновение, структура, свойства. // 6 Всероссийский семинар «Моделирование неравновесных систем». Тезисы докладов, Красноярск. 2003.- С.46−47.
  320. Ю. Я., Гафнер С. Л., Редель Л. В. Конденсация нанокластеров Ni в разреженной аргоновой атмосфере. // 7 Всероссийский семинар «Моделирование неравновесных систем». Тезисы докладов, Красноярск.- 2004-С.36−37.
  321. Л.В., Гафнер Ю. Я., Гафнер С. Л. Флуктуации структуры нанокла-стера никеля при кристаллизации. // 8 Всероссийский семинар «Моделирование неравновесных систем». Тезисы докладов, Красноярск.- 2005. С. 144 145.
  322. Л.В., Гафнер Ю. Я., Гафнер С. Л., Сливницына Т. Н. Двойственный характер формирования структуры нанокластера никеля. // 8 Всероссийский семинар «Моделирование неравновесных систем». Тезисы докладов, Красноярск.- 2005.-С. 146−147.
Заполнить форму текущей работой

Сессия? Спокойно!