Содержание к диссертации
Введение
I. Исследование особенностей и стадий деформации нановолокон ряда металлов и сплава NI3AL на основе ГЦК решетки 12
1.1. Виды наноматериалов, применяемых в промышленности 12
1.1.1. Применение наноматериалов 12
1.1.2. Способы промышленного и лабораторного производства наноматериалов 14
1.1.3. Получение композитных материалов 15
1.1.4. Влияние наноматериалов на биологические системы 16
1.2. Экспериментальные методы исследования наноматериалов 17
1.3. Компьютерное моделирование при исследовании свойств материалов 20
1.4. Методы компьютерного моделирования при изучении деформации нанообъектов 24
1.5. Результаты компьютерных исследований деформации в наноматериалах 30
1.5.1. Деформация нанообъектов чистых металлов 30
1.5.2. Деформация неметаллических нановолокон 38
1.5.3. Деформация поликристаллических нановолокон 39
1.5.4. Деформация наноматериалов на основе Ni, А1 и их сплавов 40
1.6. Постановка задачи 43
II. Построение компьютерной модели 46
2.1. Модель эксперимента 46
2.2. Обоснование выбора потенциалов межатомного взаимодействия . 52
2.3. Выбор ориентации нановолокон и боковых граней 56
2.3.1. Нановолокна с ориентацией оси растяжения в направлении <001> 59
2.3.2. Нановолокна с ориентацией оси растяжения в направлении <110> 61
2.3.3. Нановолокна с ориентацией оси растяжения в направлении <111> 62
2.4. Методика анализа структуры деформированного нановолокна . 64
2.5. Формулы расчета исследуемых величин и визуализаторы 65
III. Исследование структурно-энергетических превращений, происходящих в процессе деформации нановолокон чистых металлов 68
3.1. Стадийность структурно-энергетических превращений в нановолокнах чистых металлов с ГЦК решеткой 68
3.2. Деформация нановолокон чистых металлов в направлении <001> 75
3.2.1. Деформация нановолокон Ni в направлении <001> 75
3.2.2. Деформация нановолокон А1 в направлении <001> 86
3.3. Деформация нановолокон чистых металлов в направлении <110> 95
3.3.1. Деформация нановолокон Ni в направлении <110> 95
3.3.2. Деформация нановолокон А1 в направлении <110> 107
3.4. Деформация нановолокон чистых металлов в направлении <111> 118
3.4.1. Деформация нановолокон Ni в направлении <111> 118
3.4.2. Деформация нановолокон А1 в направлении <111> 131
3.5. Сравнение значений пределов текучести при деформации нановолокон Ni и А1 с данными других моделей 145
3.6. Основные выводы 147
IV. Исследование структурно-энергетических превращений, происходящих в процессе деформации нановолокон щкинтерметаллидам 151
4.1. Об исследовании свойств ГЦК сплавов 151
4.2. Деформация нановолокон Ni3А1 в направлении <001> 153
4.3. Деформация нановолокон Ni3Al в направлении < 110> 167
4.4. Деформация нановолокон Ni3Al в направлении <111> 177
4.5. Изменение параметра ближнего порядка в результате структурно-энергетических превращений во время высокоскоростной деформации 189
4.6. Исследование влияния скорости деформации на величину
предела текучести 192
4.7 Основные выводы 194
Заключение 200
Литература 203
- Экспериментальные методы исследования наноматериалов
- Обоснование выбора потенциалов межатомного взаимодействия
- Деформация нановолокон чистых металлов в направлении <001>
- Сравнение значений пределов текучести при деформации нановолокон Ni и А1 с данными других моделей
Введение к работе
В науке о материалах очень важное место отводится задаче конструирования новых видов материалов с заранее заданными свойствами, которые зависят от компонент, входящих в состав, строения материала на различных уровнях, формы образца и режима эксплуатации. В связи с этим появилась новая область на стыке науки и техники - нанотехнология. Впервые этот термин был использован К.Танигучи в 1974 году на конференции Японского общества точного машиностроения [1]. Автор доклада предсказал переход к обработке материалов с ультравысокой точностью, а термин «нанотехнология» определил, как междисциплинарную технологию, позволяющую производить манипуляцию с объектами от 0,1 до 100 нм. Понятие нанотехнологий развивалось и в 80-е гг. 20 в. Г.Глейтер обратил внимание на уникальность свойств материалов, состоящих из кристаллитов наномасштабного размера [2]. В рамках данного подхода нанотехнология - это область науки и техники, изучающая влияние наноразмерных частиц и наноструктур, входящих в состав материала, на его физические свойства [3].
В соответствии с изложенными подходами к определению нанотехнологий, в настоящее время наноматериалами условно принято считать материалы, свойства которых определяются элементами строения с размерами менее чем 100 нм. Таким образом, наноматериалами называют не только наноразмерные частицы, но и материалы, созданные с их участием. Строительными блоками для наноматериалов могут быть зерна чистых металлов или сплавов и нановолокна [4]. Объекты для исследования в данной работе - это нановолокна металлов и сплавов на основе ГЦК решетки. Под нановолокном понимают протяженный монокристалл, в кристаллической решётке которого практически отсутствуют дефекты. Отметим, что в литературе встречается другой термин для обозначения данных объектов -нанопроволока, однако в работе мы будем использовать термин - нановолокно.
Свойства материалов на макро- и нано- уровнях часто отличаются [5-9]. Например, прочность нановолокон в десятки раз выше, чем у обычных образцов. В ряде случаев встречается явление эффекта памяти формы, которое не наблюдается на макроуровне. Механизмы структурно-энергетических превращений в различных режимах деформации определяют прочностные свойства материалов, то есть свойства твердых тел сопротивляться разрушению и необратимому изменению формы [10,11]. Таким образом, задача изучения механизмов структурно-энергетических превращений, происходящих в процессе высокоскоростной деформации нановолокон чистых металлов и сплавов, интересна с точки зрения развития теоретических представлений о свойствах нанообъектов и создания новых видов наноматериалов с заданными свойствами.
Известно, что в результате структурно-энергетических превращений в процессе деформации чистых металлов и сплавов могут образовываться дефекты структуры различных типов:
Точечные или нульмерные дефекты - вакансии, межузельные атомы, пары Френкеля.
Планарные дефекты - дефекты упаковки (ДУ), границы зерен, двойники [12,13].
В нановолокнах упорядоченных сплавов и интерметалл и дов образуются сверхструктурные дефекты - точечные дефекты замещения, антифазные границы (АФГ), антифазные домены (АФД), сверхструктурные дефекты упаковки (СДУ).
Известно, что структурно-энергетические превращения в процессе деформации имеют свою стадийность [14,15]. Каждая стадия отличается типом образующихся дефектов и характером взаимодействия между ними.
При исследовании структурно-энергетических превращений в процессе деформации используют три основных подхода: теоретические расчеты, реальный эксперимент и компьютерное моделирование [7,16-21]. Данные подходы развиваются согласованно, дополняя друг друга необходимыми
7 данными. Компьютерная модель может служить, с одной стороны средством для апробации теоретических представлений, а с другой стороны объяснять или прогнозировать явления, еще не отраженные в теоретических и экспериментальных работах.
В последние пять лет в научной литературе отмечается рост публикаций посвященных исследованию с привлечением ЭВМ структурно-
энергетических превращений в процессе высокоскоростной деформации (10 -10ю с"1) нановолокон на основе чистых металлов, таких как золото, серебро, никель, алюминий и др. Однако, мало исследованными остаются свойства нановолокон интерметалл идов, в частности Ni3Al. Данный материал обладает положительной температурной зависимостью предела текучести. При деформации в таких сплавах может происходить сочетание структурных и сверхструктурных изменений, обуславливающих различные эффекты.
В связи с изложенным, представленное исследование, с привлечением метода молекулярной динамики, структурно-энергетических превращений в нановолокнах чистых ГЦК металлов Ni, А1 и сплава Ni3Al в процессе высокоскоростной деформации является актуальным.
Цель работы заключается в исследовании методами компьютерного моделирования структурной перестройки нановолокон, подвергнутых высокоскоростной деформации. Для достижения указанной цели в работе ставились следующие задачи:
Исследовать основные стадии структурно-энергетических превращений, происходящих в нановолокне в процессе высокоскоростной одноосной деформации.
Выявить механизмы, реализующие структурно-энергетические превращения в нановолокне, характерные для конкретной стадии деформации.
Оценить влияние температуры на особенности структурно-энергетических превращений в нановолокнах на различных стадиях деформации.
Оценить влияние формы нановолокна и ориентации оси растяжения на особенности структурно-энергетических превращений в процессе одноосного растяжения.
Дать сравнительный анализ структурно-энергетических превращений, имеющих место при одноосном растяжении нановолокон чистых металлов Ni, А1 и интерметаллида Ni3Al.
Научная новизна диссертационной работы заключается в том, что методом молекулярной динамики на атомном уровне исследованы основные стадии структурно-энергетических превращений, происходящих в нановолокнах Ni, А1 и Ni3Al в процессе высокоскоростной деформации растяжения, при различных температурах. Выявлены механизмы, реализующие структурно-энергетические превращения, характерные для каждой стадии. Показано, что ориентация оси растяжения нановолокна влияет на особенности структурно-энергетических превращений на второй стадии деформации: в нановолокнах с ориентацией оси растяжения <111> происходит рекристаллизация, в нановолокнах с ориентацией оси растяжения <110> наблюдается поворот участков нановолокна с образованием субструктурных блоков (чистые металлы) и антифазных доменов (сплавы). Выявлено влияние температуры на длительность первой стадии деформации, количество точечных дефектов, образующихся на первой стадии деформации, и величину предела текучести. На примере нановолокон Ni3Al показано, что изменение скорости деформации приводит к изменению величины предела текучести и относительной деформации в конце первой стадии. Установлено, что наибольшая скорость нарушения ближнего порядка в процессе деформации нановолокон Ni3Al наблюдается при ориентации оси растяжения вдоль направления <110>, а наименьшая при ориентации оси растяжения вдоль направления <001>.
Настоящая диссертация состоит из введения, четырех глав и заключения.
Первая глава посвящена обзору современных теоретических и экспериментальных сведений о наноматериалах: описаны виды наноматериалов, применяемых в промышленности, способы их промышленного и лабораторного производства, приведены примеры, описывающие отрицательное влияние наночастиц на живые организмы, представлены экспериментальные способы исследования свойств наноматериалов. Дан обзор известных методов компьютерного моделирования, которые применяются при исследовании свойств материалов. Перечислены потенциалы межатомного взаимодействия, применяемые в методе молекулярной динамики. Отдельно приводятся результаты, полученные различными авторами при исследовании методом молекулярной динамики структурно-энергетических превращений в процессе высокоскоростной деформации в чистых металлах, неметаллических нановолокнах, поликристаллических нановолокнах, нановолокнах на основе Ni, А1 и их сплавов. В конце первой главы сформулированы основные задачи диссертационной работы.
Во второй главе содержится описание конфигураций исследуемых нановолокон, модели исследования, изложена методика определения параметров для парных потенциальных функций Морзе. Приведены формулы расчета исследуемых параметров и физических величин, используемых в работе. Сделана попытка оценить возможное влияние формы и размера нановолокна на особенности структурно-энергетических превращений. Описана методика анализа структуры (определения ГЦК, ГПУ и ОЦК топологии соседей на первой координационной сфере) деформированного нановолокна, визуализаторы, применяемые при анализе и интерпретации результатов компьютерных экспериментов.
В третьей главе приводятся результаты исследования структурно-энергетических превращений в нановолокнах чистых ГЦК металлов Ni и А1 с ориентацией оси растяжения в направлениях <100>, <110> и <111> в процессе высокоскоростной деформации при низких (10 К), нормальных (300 К) и
10 высоких (близких к температуре плавления) температурах. В ходе исследований выявлены механизмы, реализующие структурно-энергетические превращения, характерные для конкретной стадии деформации, сделана попытка оценить влияние температуры на наблюдаемые превращения. Показано влияние ориентации оси растяжения нановолокна на особенности структурно-энергетических превращений в процессе одноосного растяжения.
Четвертая глава посвящена исследованию структурно-энергетических превращений, имеющих место в процессе деформации нановолокон ГЦК интерметаллида Ni3Al. Исследовано влияние величины скорости деформации на характер структурно-энергетических превращений в нановолокнах Ni3Al. Выявлены механизмы, реализующие структурно-энергетические превращения на каждой стадии деформации. Дан сравнительный анализ структурно-энергетических превращений, происходящих при одноосном растяжении нановолокон №зА1 и чистых металлов Ni и А1. Построены графики зависимости параметра ближнего порядка по ГЦК области от величины относительной деформации.
Научно-практическая ценность работы состоит в том, что полученные результаты могут быть использованы для развития теории пластической деформации и при исследовании деформации нановолокон ГЦК металлов и, сплавов. Полученные результаты могут найти практическое применение при использовании материалов со сверхструктурой ЬЬв качестве наполнителей в нанотрубках или в качестве составных частей в более сложных наноматериалах. Результаты компьютерного моделирования могут быть использованы в качестве демонстрационного материала для студентов материаловедческих специальностей, на их базе возможно создание работ для лабораторного практикума.
На защиту выносятся следующие положения: 1. В процессе деформации растяжения нановолокон ГЦК металлов выявлены четыре стадии структурно-энергетических превращений: квазиупругая, пластическая, течения и разрушения. На каждой стадии
деформации наблюдаются характерные для нее механизмы, реализующие структурно-энергетические превращения.
Ориентация оси растяжения и форма нановолокна оказывают влияние на особенности структурно-энергетических превращений в нановолокнах ГЦК металлов: при ориентации оси растяжения в направлении <110> субструктурные блоки (чистые металлы) и антифазные домены (сплавы) образуются поворотом участков нановолокна, при ориентации оси растяжения в направлении <111> наблюдается повторяющееся восстановление кристаллической структуры нановолокна.
Температура эксперимента влияет на характер структурно-энергетических превращений на всех этапах деформации. Величина температуры влияет на длительность первой стадии деформации, количество точечных дефектов на первой стадии деформации и величину предела текучести.
С изменением скорости деформации происходит изменение величины предела текучести и относительной деформации в конце первой стадии деформации.
В зависимости от ориентации оси растяжения нановолокон Ni3Al меняется величина параметра ближнего порядка на первой координационной сфере. При ориентации оси растяжения <001> данная величина в процессе деформации наименьшая, а при ориентации <110> - наибольшая.
Экспериментальные методы исследования наноматериалов
К основным экспериментальным методам исследования наноматериалов относятся: просвечивающая электронная микроскопия (ПЭМ) и ПЭМ высокого разрешения (ПЭМ ВР) [44,45]; сканирующая электронная микроскопия (СЭМ) [44,46-48] и атомно-силовая микроскопия (АСМ) [49]; сканирующая туннельная микроскопия (СТМ); различные виды спектроскопии [50-52]; термогравиметрический анализ (ТГА); дифракционные методы. Просвечивающий электронный микроскоп - это установка, в которой изображение от ультратонкого объекта (толщиной порядка 0,1 мкм) формируется в результате взаимодействия пучка электронов с веществом образца с последующим увеличением магнитными линзами (объектив) и регистрацией на флуоресцентном экране. ПЭМ и ПЭМ ВР являются мощными инструментами для определения кристаллической структуры отдельного зерна. В большинстве случаев на изображении высокого разрешения наблюдается периодический полосчатый контраст, который может дать детальную информацию об ориентировке кристалла. Современные микроскопы, работающие при ускоряющем напряжении 200-400 кВ, имеют разрешение 0,15-0,19 нм, что позволяет наблюдать двухмерный контраст от нанокристаллита, находящегося в отражающем положении. В комбинации с другими методами, такими, например, как термодинамические расчеты, рентгенофазовый анализ, спектроскопия энергетических потерь электронов, ПЭМ ВР позволяет идентифицировать фазовый состав наноструктурных материалов [53]. Важным направлением ПЭМ ВР является in situ наблюдение роста нанокристаллитов [54] и фазовых превращений в наночастицах [55]. Стоит, например, отметить серию ПЭМ изображений высокого разрешения коалесценции углеродных нанотрубок под действием электронного пучка [56], образование нанокристаллов никеля, окруженных графитной оболочкой, и миграцию атомов никеля в графитный слой, приводящую к образованию фаз Ni—С [57].
Интересны данные о механизме деформации наноматериалов, полученные методом ПЭМ in situ, свидетельствующие о наличии значительных ротационных мод при растяжении [58]. Использование ПЭМ ВР in situ, по всей вероятности, позволит получить важную дополнительную информацию о природе деформации и разрушения наноматериалов. Однако следует помнить, что эксперименты in situ протекают в условиях, далеких от тех, что существуют в объемных образцах, поэтому интерпретировать результаты следует с большой осторожностью. Еще одним интересным направлением применения ПЭМ ВР является структурный анализ биологических объектов [59]. Важным этапом в разработке новых биоэлектронных материалов явилось наблюдение спиралевидной кристаллизации протеинов на углеродистых нанотрубках [59]. Большое число микрофотографий высокого разрешения поверхностных слоев бактериальных клеток содержится в работе [60]. Помимо непосредственного исследования структуры поверхности методом контактной АСМ, можно регистрировать силы трения и адгезионные силы. В настоящее время разработаны многопроходные методики, при которых регистрируется не только топография, но и электростатическое или магнитное взаимодействие зонда с образцом. С помощью этих методик удается определять магнитную и электронную структуру поверхности, строить распределения поверхностного потенциала и электрической емкости. АСМ также применяются для модификации поверхности. Используя жесткие зонды, можно делать гравировку - выдавливать на поверхности рисунки. Применение жидкостной атомно-силовой микроскопии позволяет локально проводить электрохимические реакции, создавая потенциал между зондом и проводящей поверхностью, а также открывает возможность применения АСМ для исследования биологических объектов. АСМ уже стал одним из основных инструментов нанотехнологов [61].
Сканирующий туннельный микроскоп (СТМ) -— представляет собой систему «исследуемый образец - игла», к которой приложена разность потенциалов. Электроны из образца туннелируют на иглу, создавая туннельный ток. Величина этого тока экспоненциально зависит от расстояния между о образцом и иглой. Для расстояния около 1 А типичные значения разности потенциалов составляют в пределах 1-1000 пА. В процессе сканирования игла движется вдоль образца, туннельный ток поддерживается стабильным за счёт действия обратной связи, и меняется в зависимости от топографии поверхности. Такие изменения фиксируются, и на их основе строится карта высот. Ограничения на использование метода накладываются, во-первых, условием проводимости образца (поверхностное сопротивление должно быть не больше 20 МОм/см2), во-вторых, условием, по которому глубина канавки должна быть меньше её ширины, потому что в противном случае может наблюдаться туннелирование с боковых поверхностей. Важную роль также играют другие факторы, например, технология заточки иглы, технология сблюкения иглы с образцом и др. Существует много работ с применением СТМ, например [62] по исследованию пленок углерода, модифицированного медью. Спектроскопия - это инструментальный метод определения строения вещества. Принцип спектроскопии основан на поглощении энергии электромагнитного излучения молекулами вещества. С помощью спектроскопических методов получают сведения о химическом составе, структуре поверхности, и распределении заполненных и незаполненных энергетических поверхностных уровней, степени окисления поверхностных молекул и химической активности поверхности или молекул, расположенных на поверхности. Глубина анализа обычно определяется тем сортом частиц, которые используются в конкретном эксперименте, и меняется от 0,1 нм до 103 нм. Ультрафиолетовая фотоэлектронная спектроскопия (УФС) представляет собой анализ эмитированных фотоэлектронов, полученных после падения ультрафиолетового излучения на поверхность исследуемого образца.
Основной переменной является длина волны ультрафиолетового излучения, две другие переменные - угол падения и поляризация света. В процессе измерений регистрируется энергетический спектр эмитированных фотоэлектронов, а в некоторых экспериментах также их угловое распределение. Спектроскопия, как бесконтактный метод используется во многих работах, в частности по исследованию дисперсных систем [63]. Термогравиметрия (ТГА) — метод анализа материалов и веществ, основанный на непрерывной регистрации зависимости изменения массы от времени и температуры. Дифракционные методы — совокупность методов исследования атомного строения вещества, использующих дифракцию пучка фотонов, электронов или нейтронов, рассеиваемого исследуемым объектом. В дифракционных методах измеряют зависимость интенсивности рассеянного излучения от направления. При этом длина волны после рассеяния не изменяется. Имеет место, так называемое упругое рассеяние. В основе дифракционных методов лежит простое соотношение для длины волны и расстояния между рассеивающими атомами. Методы используется для анализа дислокаций по профилю и интенсивности рентгеновских отражений, исследования субструктуры по эффекту экстинкции и методами рентгеновской дифракционной микроскопии. Также существуют методы дифракционного определения размеров частиц (зерен и субзерен) и исследования тонких слоев и покрытий. Роль моделирования и вычислительных методов в материаловедении резко возросла благодаря происшедшему в последнее время революционному развитию компьютерной техники, глубоко проникшей во все области человеческой деятельности. Компьютерное материаловедение стало самостоятельным разделом общего материаловедения, неотъемлемой частью технологии и инженерии новых материалов [64]. Компьютерные модели играют большую роль при решении многих научных вопросов, таких как выяснение механизма явления, который не поддается экспериментальному исследованию, изучение атомного строения границ зерен, дислокаций и других дефектов, их роли в процессах деформации, разрушения, сверхпластического течения, спекания порошков, диффузионной ползучести и др. Поскольку материал как макроскопическая система представляет собой сложную иерархическую конфигурацию подсистем, обычно невозможно в рамках одной модели учесть все детали подсистемы нижнего уровня. В связи с этим встает задача выбора масштабного уровня моделирования в соответствии с требованиями, продиктованными целью исследования. Основные масштабные уровни моделирования это конструкционный, макро-, мезо-, микро-, нано- и электронный уровни. Каждая модель более высокого масштабного уровня учитывает свойства более глубоких подсистем, но не детально, а обобщенно, в интегральной форме. Одним из наиболее перспективных и практически значимых направлений является разработка материалов с заранее заданными функциональными свойствами, включая расширение функциональных возможностей технологически освоенных материалов. Функциональные свойства таких материалов формируются в микро- и нанометровом пространственном масштабе. Фундаментальная проблема, с которой приходится сталкиваться при работе с нанообъектами, заключается в их небольших размерах. На нанообъекты трудно точно воздействовать, и, в то же время, они слишком велики для использования точных химических методов. Поэтому незаменимыми стали методы компьютерного моделирования наносистем. Исключительно экспериментальный подход к решению указанных задач
Обоснование выбора потенциалов межатомного взаимодействия
Выбор типа потенциала при исследовании методом молекулярной динамики, как правило, продиктован балансом между точностью потенциальной функции и техническими возможностями - мощностью компьютерной техники, задействованной в вычислениях. Более точные потенциалы более сложны и требуют больше вычислительных ресурсов, что при исследовании некоторых процессов является критичным. Метод молекулярной динамики требует повышенных затрат машинного времени по сравнению с другими, например, стохастическими методами и более чувствителен к типу потенциала. В связи с этим, в большинстве сделанных ранее расчетов методом молекулярной динамики предпочтение отдается относительно простым парным потенциалам с использованием предположения о центральности сил межатомного взаимодействия (потенциалы Морза, Леннарда-Джонса, Пака-Доямы и др.). Представление энергии в виде суммы парных взаимодействий полностью адекватно только для кристаллов инертных газов, где межатомные связи обеспечиваются силами Ван-дер-Ваальса. В металлических системах между атомами существует не прямое взаимодействие через эффекты электронного распределения. На непарность взаимодействия в металлах указывает, например, нарушение соотношений Коши [139]. Чтобы модель учитывала все особенности электронной структуры металла, следует воспользоваться теорией квантовой механики [140-141], однако, на сегодняшний день такая теория не достаточно развита и пока еще не создано прямых квантово-механических методов для расчета свойств материалов с дефектами [142].
В рамках приближений, основанных на первых принципах, разработаны модели с обоснованными ограничениями, при помощи которых рассчитаны такие дефекты, как антифазные границы [143], границы зерен [144,145], дефекты упаковки [146-148] и двойники [149-150]. Безусловно, первопринципный подход дает самые объективные результаты, но применение его в методе молекулярной динамики сильно ограничено. Неизбежно возникают трудности, связанные со сложным распределением электронной плотности вблизи дефектов и в случае любого несимметричного расположения атомов. Таким образом, при использовании в методе молекулярной динамики необходим пересчет квантовомеханической задачи на каждом шаге, при котором происходит изменении структуры, по сути, на каждой итерации, что трудно осуществить. Модели, основанные на учете общей энергии кристаллов и вклада объемно-зависящей или многочастичной составляющей, оказались более применимыми [151,152]. Параметры многочастичных потенциалов, разработанных в рамках данного подхода, находят путем подгонки к большому числу экспериментальных характеристик. Многочастичные потенциалы имеют более сложную форму, чем парные, но, как и парные, являются эмпирическими. Использование данного вида потенциала требует больших затрат машинного времени по сравнению с моделями, применяющими парный потенциал взаимодействия. Примером реализации данного подхода могут служить работы с применением многочастичных потенциалов, полученных методом погруженного атома [153-156] и потенциалов Финниса-Синклера [157, 158]. В работе [159] проведена апробация в молекулярно-динамической модели многочастичного потенциала Финниса-Синклера, предложенного в работах [157,158]. Проверка потенциала производилась для различных радиусов учета взаимодействия парной и многочастичной составляющих при подгонке с условием равенства нулю давления Коши. Полученный результат оказался неизменным - структура стремилась к увеличению числа ближних соседей, даже в ущерб идеальности ГЦК решетки. При незначительной термоактивации происходила перестройка структуры трехмерных ГЦК кристаллов Al, Ni, Си с выделением энергии.
Структура ГЦК оказалась нестабильной. После перестройки до 80 % расчетного блока приобретало сжатую ГЦК структуру, а 20 % трансформировалось в структуру с большим, по сравнению с ГЦК, числом ближайших соседей. Авторы [159] пришли к выводу, что наблюдаемая трансформация структуры связана с чувствительностью многочастичной составляющей потенциала Финниса-Синклера к ближнему атомному соседству. Отметим также, что в литературе существует много работ с применением многочастичных потенциалов [160-168] и как отмечено, например, в [169-173] многочастичные потенциалы не приводят к качественному изменению результатов компьютерного моделирования различных дефектов и не предоставляют никаких новых данных по сравнению с расчетами, полученными с помощью парных потенциалов. Многочастичные потенциалы, как и парные, не позволяют получить надежные значения энергии дефектов, что является следствием их эмпиричности. При анализе структурно-энергетических превращений в процессе высокоскоростной деформации ГЦК металлов необходимо использовать потенциал, при котором, ГЦК структура остается стабильной, поэтому наиболее оптимальным являются использование парных потенциалов. В настоящей работе межатомные взаимодействия описаны с использованием парных потенциальных функций Морза (рис. 2.2). Данный потенциал хорошо апробирован для ГЦК металлов [109,110].
Энергетические и силовые характеристики ГЦК металлов в рамках модели молекулярной динамики описываются с достаточной точностью, а кристаллическая структура в отсутствие внешних воздействий остается стабильной. Формула расчета потенциала взаимодействия пары атомов сортов К и L имеет вид: Параметры парных межатомных потенциалов определяются экспериментальными характеристиками металлов и сплавов, к которым относятся структурные [121,174], энергетические [174-176] и силовые характеристики [174]. Применение полу эмпирических потенциалов с использованием их подгонки по трем типам эмпирических параметров предоставляет достаточно достоверную картину структурных и силовых изменений, происходящих в материале. Однако, например, при работе с энергетическими параметрами в моделировании следует принимать во внимание только их относительное изменение при исследовании структурно-фазовых превращений, особенно в случае нановолокон и других низкоразмерных систем. Параметры потенциальных функций Морза для Ni, А1 и Ni3Al были взяты из работы [122], где они определялись при решении системы уравнений: дЕ где Е - энергия связи, Es - справочное значение энергии сублимации, аг -равновесный параметр решетки, В - модуль всестороннего сжатия, п - число атомов в элементарной ячейке (для ГЦК металлов п =4). Для чистых металлов Ni, А1 и интерметаллида №зА1 межатомное взаимодействие учитывалось на расстоянии до третьей координационной сферы включительно. Расчет методом молекулярной динамики для интерметаллида с учетом взаимодействия по трем сферам выполнялся во многих работах [120-122,177,178] и хорошо апробирован. Параметры потенциальных функций для расчета межатомного взаимодействия в Ni, А1 и Ni3Al по трем сферам приведены в таблице 2.1.
Деформация нановолокон чистых металлов в направлении <001>
Пластическая деформация в нановолокнах с ориентацией оси растяжения в направлении 001 сопровождалась структурно-энергетическими превращениями, которые приводили к скольжению участков нановолокна и образованию субструктурных блоков. На границах блоков образовывались низкоэнергетические дефекты упаковки [191] в виде атомов с ГПУ топологией соседей на первой координационной сфере. При скольжении, атомы с ГПУ топологией ближайших соседей генерировались в одной плоскости, параллельной плоскости скольжения типа {111}.
В случае образования двойниковых границ атомы с ГПУ топологией ближайших соседей образовывались в нескольких, параллельных друг другу плоскостях, разделенных плоскостями атомов с ГЦК топологией ближайших соседей. В процессе пластической деформации нановолокон Ni в направлении 001 при низких температурах происходило скольжение по плоскостям {111}. При повышении температуры эксперимента в нановолокне увеличивалось среднее количество вакансий и межузельных атомов. Данный факт хорошо прослеживается на графиках зависимости атомов с ГПУ и промежуточной топологиями ближайших соседей от времени. Деформация при температуре 10 К Во время квазиупругой деформации в нановолокнах 001 N1 при температуре 10 К структура нановолокна не претерпевала изменений, что подтверждает отсутствие атомов с ГПУ топологией ближайших соседей и атомов с промежуточной топологией ближайших соседей (рис. 3.4). В конце первой стадии деформации образовались дефекты в виде вакансий и межузельных атомов, что подтверждается повышением числа атомов с промежуточной топологией ближайших соседей. Напряжение на захватах на первой стадии деформации росло линейно. При достижении напряжения свыше 23 ГПа в нановолокне происходило проскальзывание крупных участков. По окончании первой стадии на 48 пс на боковых гранях нановолокна появились линии скольжения, расположенные под углом 35-45 к оси растяжения (рис. 3.5 а). По этим линиям видно, что проскальзывание частей нановолокна происходило вдоль плоскостей типа {111}. Во время скольжения на границах блоков образовались ДУ, при этом параллельно плоскости скольжения произошел переход группы атомов от ГЦК топологии ближайших соседей (на первой координационной сфере) к ГПУ. Атомы с ГПУ топологией ближайших соседей располагались в плоскостях параллельных плоскостям скольжения {111}, образовав, тем самым, «след» от скольжения. при температуре 10 К При температуре 10 К происходило скольжение крупных блоков нановолокна друг относительно друга без восстановления структуры.
При скольжении образовались новые дефекты упаковки и двойники (рис. 3.6). В конце второй стадии деформации в нановолокне образовалась шейка. Образование шейки было вызвано скольжением частей нановолокна друг относительно друга по плоскостям скольжения {111} и постепенным уменьшением толщины в центральной части нановолокна. На третьем этапе структурно-энергетические превращения наблюдались только в области шейки. Стадия течения длилась с 350 по 375 пс (рис. 3.7). Рис. 3.8. Нановолокно 001 Ni после разрушения при температуре 10 К и релаксации: общий вид (а) и атомы плоскости (010) (б) После разрушения и 100 пс релаксации путем сверхбыстрого охлаждения до 0 К в нановолокне присутствовали структурные дефекты упаковки на границах субструктурных блоков (рис. 3.8 б). Атомы, расположенные между блоками имели ГПУ топологию соседей на первой координационной сфере (рис. 3.9). после разрушения при температуре 10 К и релаксации Деформация при температуре 300 К Графики зависимости запасенной энергии деформации и напряжений на захватах от времени (рис. 3.10 а, б) построенные при температуре 300 К схожи с графиками, полученными для нановолокон 001 Ni при температуре 10 К. При температуре 300 К графики более размыты, что связано с большей амплитудой колебаний атомов. На первой стадии при температуре 300 К в нановолокне 001 Ni происходил рост числа атомов с промежуточной топологией соседей на первой координационной сфере (рис. 3.11), что свидетельствует о процессе выхода части атомов в пространство между кристаллографическими плоскостями и образовании межузельных атомов и вакансий.
Сравнение значений пределов текучести при деформации нановолокон Ni и А1 с данными других моделей
Предел текучести характеризует прочностные свойства материала. Известно, что предел текучести в монокристаллах выше, чем в поликристаллических материалах, например, в работе [107] с применением потенциала, полученного с помощью метода погруженного атома, показано отличие предела текучести практически в два раза в моно- и поликристалле меди, соответственно 8,5 и 16 ГПа. Значения предела текучести, полученные в результате моделирования деформации нановолокон Ni, А1 при различных температурах представлены в таблице 3.2. Величина предела текучести прямо связана со скоростью деформации, так как с повышением скорости предел текучести возрастает. Поэтому сравнение полученных результатов необходимо проводить при одинаковых скоростях деформации. Значения предела текучести, полученные в нановолокнах Ni с ориентацией 110 при температуре 300 К со скоростью деформации 109 с"1 совпадают со значением предела текучести, полученными в работе [79] при моделировании сжатия нановолокна 110 Ni при температуре 300 К с использованием многочастичного потенциала Баскеса-Доу. Значения предела текучести, полученные в нановолокнах А1 с различными ориентациями при температуре 780 К, хорошо согласуются с величиной предельно достижимого напряжения, полученной в работе [192] для монокристалла А1 с внесенными порами радиусами 0,5 и 1,0 нм при скорости деформации 4-Ю9 с"1 и температуре 900 К с применением потенциала, полученного с помощью метода погруженного атома. Кроме того, полученные нами величины предела текучести при температуре 780 К, значения которых равны 5,6-6,8 ГПа, хорошо согласуются с аппроксимацией экспериментальных данных по величинам откольной прочности при разных скоростях деформации, приведенной в работе [192]. Отдельно проведенное моделирование по деформированию нановолокна 001 А1 при температуре 900 К дало значение предела текучести равное 5,1 ГПа, которое совпало с откольной прочностью полученной в модели [192] при таких же условиях. Из таблицы 3.2. видно, что с ростом температуры происходило снижение величины предела текучести.
При всех рассматриваемых ориентациях наибольшее значение предела текучести достигалось в нановолокнах Ni. Предел текучести в нановолокнах А1 был ниже в 1,9-3,0 раза, чем в нановолокнах Ni. Соотношения объемных модулей упругости для чистого Ni и А1 при температуре 300 К составляют 2,4 [176]. С данным значением согласуется соотношение пределов текучести, полученных для ориентации осей растяжения нановолокон 001 : 2,57 - при температуре 300 К; 2,56 - при температуре 10 К; 2,45 - при высоких температурах. В случае ориентации оси растяжения нановолокна в направлении 001 имеем практически точное совпадение соотношения объемных модулей упругости Ni и А1 с соотношением пределов текучести, полученных в рамках нашей модели. Для ориентации оси растяжения в направлениях 110 и 111 соотношения пределов текучести для Ni и А1 составляют от 1,92 до 3,0. Такие отклонения можно объяснить тем, что механизмы структурно-энергетических превращений в этом случае во многом были обусловлены направлением растяжения нановолокон. 1. В результате исследования структурно-энергетических превращений происходящих в нановолокнах чистых ПДК металлов в процессе высокоскоростной деформации растяжения выявлено четыре основных стадии деформации: квазиупругая, пластическая, течения и разрушения. 2. На каждой стадии деформации реализовывались характерные для нее механизмы структурно-энергетических превращений в нановолокне: а) На квазиупругой стадии деформации накапливались точечные дефекты (вакансии и междоузлия). Количество образующихся точечных дефектов на данной стадии деформации было прямо пропорционально температуре эксперимента. Запасенная энергия деформации изменялась по параболическому закону, напряжение на захватах росло линейно, в нановолокне отсутствовали атомы с ГПУ топологией ближайших соседей. В конце первой стадии деформации происходило проскальзывание участков нановолокна с образованием субструктурных блоков, на границах между субструктурными блоками образовались ДУ. При этом происходило падение запасенной энергии деформации и напряжения на захватах. б) Во время пластической деформации происходило скольжение атомных блоков нановолокна преимущественно по плоскостям скольжения типа {111}. При этом на границах субструктурных блоков образовывались и исчезали ДУ. Особенности структурно-энергетических превращений на этой стадии зависели от ориентации оси растяжения, материала нановолокна и температуры эксперимента. в) На стадии течения перестройка атомной структуры происходила преимущественно в области шейки, образовавшейся в конце второй стадии. Величины запасенной энергии деформации и напряжения на захватах изменялись на данной стадии незначительно. г) После разрушения нановолокно разделялось на две части, перестройки атомной структуры не наблюдалось. После старта релаксации путем сверхбыстрого охлаждения до О К в некоторых случаях происходило образование новых дефектов упаковки и двойников или упорядочение структуры. Особенности структурно-энергетических превращений при этом зависели от температурного режима, материала нановолокна и ориентации оси растяжения. 3. Ориентация оси растяжения нановолокна оказывала непосредственное влияние на особенности структурно-энергетических превращений на второй стадии деформации в процессе одноосного растяжения: а) В случае ориентации оси растяжения в направлении 001 в нановолокнах наблюдалось скольжение атомных блоков преимущественно по плоскостям наиболее плотной упаковки типа {111}. При этом образовывались ДУ и двойники.
При температурах 10 и 300 К в начале второй стадии деформации на поверхности нановолокна видны линии скольжения, расположенные под углом 35-45 к оси растяжения. б) При ориентации оси растяжения в направлении 110 некоторые субструктурные блоки образовывались путем поворота участков нановолокна. Форма границы блоков зависела от температуры и материала нановолокна. в) В случае ориентации оси растяжения в направлении 111 при температурах 10 и 300 К наблюдалось повторяющееся восстановление кристаллической структуры. Длительность периодов, в течение которых структура нановолокна не разрушалась после рекристаллизации, и частота рекристаллизации зависели от температуры и материала нановолокна. 4. На особенности структурно-энергетических превращений на всех этапах деформации влияла температура эксперимента: а) Длительность первого этапа деформации и величина относительной деформации, соответствующая окончанию данного этапа, уменьшались с ростом температуры. б) С ростом температуры среднее количество атомов с промежуточной топологией ближайших соседей, наблюдаемое в нановолокне, в процессе высокоскоростной деформации увеличивалось. Данные атомы представляют собой большей частью атомы, сместившиеся в пространство между кристаллографическими плоскостями и образовавшими тем самым межузельные атомы и вакансии. При температурах, близких к температурам плавления доля атомов с промежуточной топологией ближайших соседей составляла в различных случаях 15-20 %, что говорит о высокой доле вакансий и межузельных атомов в нановолокне. в) Величина температуры влияла форму границы субструктурных блоков, которые образовывались поворотом участков нановолокна в результате структурно-энергетических превращений при деформации нановолокон с ориентацией оси растяжения в направлении 110 . При температуре 10 К границы субструктурного блока в нановолокнах 110 А1 были образованы двумя пересекающимися плоскостями типа {Ш}. В нановолокнах 110 Ni при температуре 10 К каждая граница была образована одной плоскостью {111}, границы были параллельны друг другу. г) Величина температуры влияла на длительность периодов, в течение которых не образовывалось новых атомов с ГПУ топологией ближайших соседей после рекристаллизации нановолокон Ni и А1 с ориентацией оси растяжения в направлении 111 . В нановолокнах А1 при повышении температуры длительность таких периодов уменьшалась, а частота рекристаллизации увеличивалась. В нановолокнах Ni при температурах 10 К и 300 К длительность описанных периодов существенно не отличалась, однако, при температуре 300 К частота их появления значительно ниже, чем при температуре 10 К. д) С увеличением температуры эксперимента снижалось значение предела текучести.
