Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Обзор литературы 12
1.1. Дисперсные металлические наноматериалы: получение, свойства и применение 12
1.1.1. Методы получения дисперсных наноматериалов 14
1.1.2. Свойства и применение дисперсных наноматериалов 18
1.2. Механизмы деформации и разрушения наноразмерных материалов 21
1.3. Обзор методов компьютерного моделирования 26
1.4. Компьютерное исследование механизмов деформации наноматериалов 28
1.4.1. Деформация нанообъектов из чистых металлов 28
1.4.2. Деформация нанообъектов из упорядоченных сплавов c В2 симметрией кристаллической решетки 34
1.4.3. Упрочнение нановолокон и нанопленок введением дисклинаций 37
1.5. Постановка задачи 38
Глава 2. Методика компьютерного моделирования одноосного растяжения нанопленок из сплавов NiAl и FeAl 41
2.1. Исходная структура бездефектной нанопленки 41
2.2. Структура нанопленки с дефектами 44
2.3. Параметры моделирования одноосного растяжения и потенциалы межатомного взаимодействия 47
2.3.1. Потенциалы межатомного взаимодействия 48
2.3.2. Параметры моделирования одноосного растяжения 49
2.4. Выводы по второй главе 51
Глава 3. Неоднородная упругая деформация бездефектных нанопленок из сплавов NiAl и FeAl 52
3.1. Упругая деформация нанопленки при нулевой температуре 52
3.2. Механизм неоднородной упругой деформации 60
3.3. Влияние температуры на неоднородную упругую деформацию нанопленок 66
3.4. Выводы по третьей главе 71
Глава 4. Одноосное растяжение нанопленок с дефектами 72
4.1. Упругая деформация нанопленок с призматическими дислокационными петлями 72
4.2. Возможность упрочнения нанопленки путем введения дефектов 77
4.3. Выводы по четвертой главе 86
Глава 5. Пластическая деформация бездефектных нанопленок из сплавов NiAl и FeAl .. 87
5.1. Механизмы пластической деформации нанопленки из сплава NiAl.. 87
5.2. Механизмы пластической деформации нанопленки из сплава FeAl.. 92
5.3. Общие закономерности механизмов деформации нанопленок 94
5.4. Выводы по пятой главе 96
Выводы 97
Список литературы 99
- Компьютерное исследование механизмов деформации наноматериалов
- Параметры моделирования одноосного растяжения и потенциалы межатомного взаимодействия
- Влияние температуры на неоднородную упругую деформацию нанопленок
- Возможность упрочнения нанопленки путем введения дефектов
Введение к работе
Актуальность работы. Наноразмерные материалы широко исследуются
современным научным сообществом благодаря уникальности их физических и
механических свойств. Например, прочность таких материалов близка к
теоретической прочности, в то время как прочность обычных металлов и сплавов
на два-три порядка меньше теоретической [1-10]. В связи с малым размером
наноматериалов и в связи с тем, что они выдерживают значительно большие
напряжения, механизмы их деформации и разрушения могут отличаться от
механизмов, присущих обычным объемным материалам. Это связано с тем, что
работа источников дислокаций, например таких, как источник Франка-Рида, в
малых объемах затруднена. Действительно, было установлено, что нановолокна
(НВ) металлов при некоторых условиях растяжения демонстрируют
необыкновенно большие обратимые деформации [9]. Высокая пластичность (свыше 700%) была обнаружена при растяжении весьма тонких НВ из сплава NiAl при температуре 700 K [10]. Этот эффект авторы связывают с трансформацией В2 структуры в аморфную фазу. С помощью атомистического моделирования эффекты асимметрии деформации при растяжении/сжатии, псевдоупругое/псевдопластическое поведение наблюдались при растяжении НВ из сплавов NiAl и CuZr [6,7].
Актуальность настоящей работы обусловлена тем, что существует достаточно большое количество теоретических и экспериментальных работ по изучению механизмов деформации НВ чистых металлов и сплавов, но механизмы деформирования нанопленок (НП) до сих пор остаются слабо изученными. НВ имеют ребра на поверхности, отсутствующие у НП. Энергия образования дефектов на ребре ниже, чем на плоской поверхности и, следовательно, прочность НП может еще ближе подходить к теоретическому пределу, чем прочность НВ, что может привести к проявлению других механизмов деформирования НП. Весьма интересными для исследования являются упорядоченные сплавы, такие как NiAl и FeAl со сверхструктурой типа В2 на основе ОЦК решетки. Особенности симметрии сверхструктуры В2 и сильно отличающийся радиус атомов в системах Ni-Al и Fе-Al приводят к работе ограниченного числа систем скольжения в процессе деформации. Многие системы скольжения, работающие в чистых ОЦК металлах, оказываются неактивными из-за того, что скольжение дислокаций в них сопряжено с образованием антифазных границ, что, как известно, является энергетически невыгодным. С другой стороны, уменьшение числа систем скольжения в данных материалах приводит к снижению их пластичности и к росту прочности. Для данных интерметаллидных материалов из-за малого числа систем скольжения, можно ожидать зависимость механизмов деформации от кристаллографической ориентации НП по отношению к оси растяжения. Как отмечено выше, высокая прочность наноразмерных материалов объясняется их бездефектной структурой. Однако в работе [11] показана, на первый взгляд, парадоксальная возможность упрочнения НВ с помощью введения в их структуру такого дефекта как
дисклинация. Данный эффект можно объяснить созданием полей внутренних напряжений, которые упрочняют НВ по отношению к определенным видам нагружения. Интересно продолжить исследования в данном направлении и выявить возможность упрочения НП путем создания в них системы внутренних напряжений.
Работа была выполнена в соответствии с Программой фундаментальных исследований ОЭММПУ РАН 16ОЭ «Фундаментальные основы изменения структуры и физических свойств веществ под влиянием интенсивных воздействий, в том числе, с помощью волн и вибраций»
Целью диссертационной работы является определение методом молекулярно-динамического моделирования механизмов одноосного растяжения НП из упорядоченных сплавов NiAl и FeAl с разной кристаллографической ориентацией и исследование влияния температуры и введенных дефектов на механизмы деформации.
Для достижения данной цели были решены следующие задачи:
-
Разработка методики молекулярно-динамического моделирования одноосного растяжения НП из упорядоченных сплавов (выбор параметров моделирования).
-
Определение механизмов деформации бездефектных НП из упорядоченных сплавов NiAl и FeAl с разной кристаллографической ориентацией: [100](001), [111](Ї10), [557](110).
-
Исследование влияния температуры на механизмы деформации бездефектных НП из сплавов NiAl и FeAl с разной кристаллографической ориентацией.
-
Определение влияния призматических дислокационных петель, введенных в структуру НП из сплава NiAl с кристаллографической ориентацией [100](001), на механизмы деформации пленки.
Научная новизна
-
Методом молекулярно-динамического моделирования установлено, что одноосное растяжение бездефектных НП из сплавов NiAl и FeAl с кристаллографической ориентацией [100](001) при температуре 0 К идет упруго вплоть до степени деформации выше 35%. Повышение температуры приводит к снижению степени упругой деформации.
-
Впервые установлено, что неоднородность упругой деформации бездефектных НП из сплавов NiAl и FeAl с кристаллографической ориентацией [100](001) связана с обратимым расщеплением структуры пленки на домены с разной локальной упругой деформацией из-за невыпуклости зависимости энергии примитивной ячейки от однородной деформации.
-
Обнаружено, что механизм деформации НП из упорядоченных сплавов NiAl и FeAl с кристаллографическими ориентациями [111](110) и [557](Ї10) при одноосном растяжении связан в первом
случае с деформационным двойникованием, а во втором - с
дислокационным скольжением. 4. Показано, что введение призматических дислокационных петель
приводит к упрочнению НП из сплава NiAl с ориентацией [100](001)
за счет внутренних полей упругих напряжений. Практическая и научная значимость. Обнаруженные механизмы деформации интерметаллидных НП, нехарактерные для объемных материалов, имеют фундаментальное значение. Полученные в данной работе результаты по повышению прочности НП по отношению к растягивающим усилиям за счет введения призматических дислокационных петель, создающих в НП выгодное распределение внутренних напряжений, могут быть использованы при создании тонких пленок на конструкционных деталях, где необходима высокая прочность поверхности.
Достоверность результатов, полученных с помощью компьютерного моделирования, обеспечена применением известного и хорошо апробированного метода молекулярной динамики, в котором для описания межатомного взаимодействия используются апробированные многочастичные потенциалы, что обеспечивало физическую непротиворечивость.
На защиту выносятся следующие основные результаты и положения:
-
Методика создания бездефектных НП, и пленок, содержащих призматические дислокационные петли.
-
Результаты молекулярно-динамического моделирования одноосного растяжения бездефектных НП из сплавов NiAl и FeAl с разной кристаллографической ориентацией при разных температурах.
-
Результаты молекулярно-динамического моделирования одноосного растяжения НП из сплава NiAl с кристаллографической ориентацией [100](001), содержащей призматические дислокационные петли.
-
Результаты молекулярно-динамического моделирования одноосного растяжения НП из сплавов NiAl и FeAl с кристаллографическими ориентациями [111](110) и [557](110) при разных температурах.
Апробация работы. Основные результаты диссертации докладывались на следующих конференциях и научных семинарах: XI Международная школа-семинар «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах (ЭДС)-2010» (Барнаул, 2010); Открытая школа-конференция стран СНГ «Ультрамелкозернистые и наноструктурные материалы (УМЗНМ) - 2010» (Уфа, 2010); Международная школа-конференции для студентов, аспирантов и молодых ученых «Фундаментальная математика и ее приложения в естествознании» (Уфа, 2011); II Молодежная школа-конференция «Современные проблемы материаловедения» (Пицунда, 2011); Юбилейные XX Петербургские чтения по проблемам прочности, посвященные памяти профессора В.А. Лихачева (С.Петербург, 2012); LII Международная конференция «Актуальные проблемы прочности» (Уфа, 2012); Открытая школа-конференция
стран СНГ «Ультрамелкозернистые и наноструктурные материалы (УМЗНМ) -2012» (Уфа, 2012); Международная школа-конференция для студентов, аспирантов и молодых ученых «Фундаментальная математика и ее приложения в естествознании» (Уфа, 2013); International Symposium on Atomistic Modeling for Mechanics and Multiphysics of Materials (Токио, 2013).
Публикации. Основные результаты диссертационной работы отражены в 12 научно-технических публикациях, включая 9 статей в изданиях из перечня рецензируемых журналов, рекомендуемых ВАК РФ.
Личный вклад автора состоит в проведении компьютерного моделирования и планировании последующих исследований, в обработке полученных результатов, в написании статей и тезисов докладов. Задачи диссертационной работы сформулированы научным руководителем Мулюков Р.Р. Обсуждение полученных результатов проводилось совместно с научным руководителем и соавторами публикаций при непосредственном участии соискателя. Автором диссертационной работы сформулированы основные выводы.
Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, обзора литературы, 5 глав, заключения и списка литературы из 152 наименований. Общий объем диссертации 112 страниц, в том числе 44 рисунка и 4 таблицы.
Компьютерное исследование механизмов деформации наноматериалов
На сегодняшний день существует достаточно большое количество работ, посвященных исследованию механизмов деформации нанообъектов (НВ, наностолбиков и т.п.) с помощью метода молекулярно-динамического моделирования, который позволяет на атомарном уровне рассмотреть структурные изменения, происходящие в процессе деформации. Наиболее простым для компьютерного моделирования видом деформирования, но достаточно информативным для определения механических свойств исследуемых материалов, является одноосное растяжение/сжатие. Рассмотрим некоторые работы, посвященные молекулярно-динамическому моделированию процессов одноосного растяжения/сжатия наноматериалов из чистых металлов и упорядоченных сплавов.
В работе [5] с помощью молекулярно-динамического моделирования обнаружен механизм обратимого двойникования структуры НВ из чистых ОЦК металлов при одноосном растяжении/сжатии. Ось растяжения НВ из молибдена, железа и вольфрама совпадала с кристаллографическим направлением [100]. Температура и скорость деформации составляли 300 K и 107 с-1, соответственно. На рисунке 1.7 (а) представлены кривые напряжение-деформация при нагрузке и разгрузке НВ из Mo, на которых видно, что пластическая деформация волокна идет при постоянном напряжении 2,2 ГПа в интервале от 5% до 40%, при этом графики нагрузки и разгрузки в этой области практически полностью совпадают. Анализ структуры показал, что при одноосном растяжении НВ из Mo зарождается двойник 111 /{112}, который распространяется по всей длине НВ в процессе деформации (рисунок 1.7. (б)). Отметим, что подобное распространение двойника наблюдалось экспериментально при растяжении металлических усов [93]. Однако с помощью компьютерного моделирования установлено [5], что процесс деформационного двойникования является обратимым при разгрузке (сжатии) НВ (рисунок 1.7. (б)). Этот эффект авторы называют сверхупругостью, вызванной двойникованием структуры, которая наблюдалась и при растяжении НВ из W и -Fe. Подобный механизм деформации установлен и для НВ из ГЦК металлов [9, 119-122].
Однако не все металлы с ОЦК решеткой обладают эффектом сверхупругости. В работе [5] показано, что при деформации волокна из V наблюдается скольжение полной дислокации в системе 111 /{112}. Авторы работы связывают разницу механизмов деформации ванадия, по сравнению с другими исследованными ОЦК материалами, с энергетическим барьером формирования частичных дислокаций с разным вектором Бюргерса. Для двойникования структуры необходимо, чтобы а частичные дислокации с вектором Бюргерса 7 111 зарождались и скользили в соседних плоскостях {112}, а для формирования полной дислокации частичные а дислокации с векторами Бюргерса — 111 должны зарождаться в одной и той же плоскости {112}. Следовательно, если в материале энергетический барьер зо а формирования частичной дислокации с вектором Бюргерса - 111 ниже, чем с векторами Бюргерса - 111 , то наблюдается деформационное двойникование, как в случае НВ из Fe, W и Mo, и обратное наблюдается в случае V. 18 В работе [121] наблюдался эффект псевдоупругой деформации в никелевом и медном НВ, который связан с перестройкой в процессе растяжения кристаллографической ориентации 110 /{111} в ориентацию 100 при температуре 640 K и 10 K, соответственно. При этом скорость деформации составляла 109 с-1. После полной перестройки ориентации структуры волокно подвергалось сжимающему напряжению, которое переориентировало структуру НВ в исходную ориентацию. Таким образом, авторами установлено, что НВ из Cu и Ag обладают как псевдоупругим эффектом, так и эффектом памяти формы. Однако при растяжении НВ из Au ни один из обнаруженных эффектов не наблюдался, а его деформация была связана с образованием двойниковой структуры в системе 110 /{111}. Авторы объясняют это тем, что в золоте энергия дефекта упаковки ниже, чем в никеле и меди, к тому же большую роль играет разница в энергии двойникования [123,124]. Эффект памяти формы в чистых ГЦК металлах обнаружен и в ряде других работ [119-122]. Авторы в работе [120] показали, что эффект памяти формы наблюдается только в тех ГЦК металлах, в которых высока способность к двойникованию, к таким металлам относятся золото, медь и никель. А сам эффект памяти формы связан с высоким внутренним давлением в наноматериалах, которое вызвано высоким давлением на его поверхности, что приводит к обратимой переориентации кристаллической решетки.
На механизмы пластической деформации при растяжении и сжатии НВ из ГЦК металлов с разной энергией дефекта упаковки (Au, Cu, Ni) влияет ориентация осей растяжение/сжатие и боковых граней. Так в работе [125] было установлено, что при растяжении/сжатии НВ из таких материалов вдоль направления 100 или 110 наблюдается либо дислокационное скольжение, либо деформационное двойникование структуры.
Зависимость механизмов деформации от направления оси растяжения, было обнаружено и для ОЦК металлов. В работе [126] показано, что при одноосном растяжении наностолбика из -Fe вдоль направлений [001] и [110] при температуре 300 K наблюдались разные механизмы деформации. В первом случае происходило зарождение и распространение краевых дислокаций в плоскости {110}, формирующихся на поверхности наностолбика. Во втором случае наблюдалось локальное фазовое превращение – ОЦК фаза превращалась в ГЦК фазу, выделение которой шло в объеме наностолбика.
Еще один вид фазового превращения наблюдался в работе [127] при растяжении нанокристаллов меди в направлении [001], в котором происходило термоупругое мартенситное превращение. При температуре 300 K и скорости деформации 107 с-1 исходная плоскость (001) ГЦК решетки переходила в базисную плоскость ГПУ решетки (0001). Подобное термоупругое мартенситное превращение наблюдалось при растяжении нанокристаллов железа с ориентацией [001] в условии одноосного растяжения при 300 K [128].
Как было показано выше, в процессе деформирования нанообъектов может происходить трансформация исходной структуры в новую фазу. В работе [129] установлена возможность формирования пентагональных колец при растяжении НВ из Cu. Однако данный механизм трансформации структуры зависел от диаметра НВ, температуры и скорости деформации. Пример сформированных пентагональных колец представлен на рисунке 1.8, где параметры пентагональных колец c и a в среднем равны 2,35 и 2,53 , соответственно. Авторы работы обнаружили, что если трансформированную структуру медного НВ подвергнуть сжимающей нагрузке, то пентоганальные кольца перестроятся в исходную структуру волокна, т.е. наблюдается эффект памяти формы. Отметим, что в меди могут формироваться кристаллы с пентагональной симметрией, например при электроосаждении [130].
Параметры моделирования одноосного растяжения и потенциалы межатомного взаимодействия
Молекулярно динамическое моделирование одноосного растяжения НП проводилось с использованием хорошо апробированного программного пакета LAMMPS (Large-scale Atomic/Molecular Massively Parallel Simulator) [141], который широко применяется в последнее время для разного рода моделирования. Интерес к этому программному коду вызван тем, что он работает на многопроцессорных системах, и это позволяет снизить время счета или увеличить количество атомов (молекул) до десятков миллионов [142]. Данный программный продукт распространяется свободно. 2.3.1. Потенциалы межатомного взаимодействия
В результате проведенного литературного обзора было установлено, что для молекулярно-динамического моделирования одним из важных аспектов является достаточно точное описание межатомного взаимодействия. В данной диссертационной работе были выбраны хорошо апробированные многочастичные потенциалы, рассчитанные методом погруженного атома (EAM-потенциалы). Потенциалы для сплавов NiAl и FeAl описанны в работах [143] и [144], соответственно. Выбор этих потенциалов связан с тем, что полученные с их помощью данные хорошо согласуются с экспериментальными данными и с результатами ab initio расчетов.
В таблице 2.1 приведены некоторые свойства сплава NiAl, полученные экспериментально, в сравнении с рассчетными значениями, полученными с помощью EAM-потенциалов [143]. Из таблицы видно, что отклонения экспериментальных данных от данных, полученных с помощью метода молекулярной динамики, в большинстве случаев, составляют менее 5%, что говорит о пригодности EAM-потенциала [143] для его использования в молекулярно-динамическом моделировании одноосного растяжения сплава NiAl.
В таблице 2.2 приведены данные по свойствам двух упорядоченных сплавов системы Fe-Al, полученные с помощью первопринципных расчетов и методом молекулярной динамики с использованием EAM-потенциала [144]. Данные, полученные с использованием многочастичного потенциала, рассчитанного методом погруженного атома, хорошо согласуются с ab initio расчетами, поэтому выбранный EAM-потенциал [144] пригоден для молекулярно-динамического моделирования одноосного растяжения сплавов системы Fe-Al.
Для всех компьютерных экспериментов одноосное растяжение НП проводилось путем контроля деформации с постоянной скоростью деформирования = Ю8 С"1. Тестовые расчеты показали, что уменьшение скорости растяжения не приводит к заметному изменению представленных результатов. Уравнения движения атомов интегрировались с помощью метода Верле четвертого порядка с шагом по времени 1 фс.
Растягивающее напряжение о прикладывалось вдоль оси х, остальные компоненты тензора напряжений поддерживались равными нулю с помощью процедуры Паринелло-Рамана. Суть ее состоит в решении дополнительных динамических уравнений для переменных, определяющих размеры расчетной ячейки. Корректировка размеров ячейки производится таким образом, что значения определенных компонент тензора напряжений поддерживаются равными заданным величинам. Отметим, что в результате применения данной процедуры происходило уменьшение толщины НП с увеличением ее деформации растяжения, в соответствии с коэффициентом Пуассона рассматриваемого материала.
Моделирование одноосного растяжения НП из сплавов NiAl и FeAl проводилось в интервале температур от 0 K до 1000 К. Отметим, что температура контролировалась с помощью термостата Носе-Хувера [149]. Поскольку в классической молекулярной динамике квантовые эффекты не учитываются, то при моделировании температур близких к абсолютному нулю, рассматриваются ненулевые, но достаточно малые температуры, когда роль квантовых эффектов уже не столь заметна, а влияние тепловых колебаний еще пренебрежимо мало, чтобы повлиять на зарождение и движение дислокаций. Поэтому в наших расчетах в качестве наименьшей температуры бралась температура 10 К.
Известно, что при температурах деформации выше 300 K интенсивность тепловых колебаний атомов возрастает, что затрудняет визуализацию и анализ атомарной структуры. Для устранения этой проблемы в определенной области деформации осуществлялось усреднение положений атомов в диапазоне деформирования 0,01%.
Для изучения механизмов упругой и пластической деформации НП с помощью молекулярно-динамического моделирования выбраны многочастичные потенциалы межатомного взаимодействия, рассчитанные методом погруженного атома. Показано, что полученные с их помощью результаты (параметр решетки, упругие характеристики и температура плавления), хорошо согласуются с экспериментальными данными и с результатами первопринципных расчетов. Для упорядоченного сплава NiAl выбран EAM-потенциал, рассчитанный Мишиным [143], а для сплава FeAl – EAM-потенциал, рассчитанный Менделевым [144].
Разработана методика создания моделей НП с дефектами, такими как призматические дислокационные петли. Описаны параметры компьютерного моделирования для проведения одноосного растяжения НП с совершенной и с дефектной структурами.
Влияние температуры на неоднородную упругую деформацию нанопленок
Температура является одним из важных факторов, который может повлиять на механизм деформации объектов исследования, поэтому в диссертационной работе исследуется влияние температуры на неоднородную упругую деформацию бездефектных НП из сплавов NiAl и FeAl с ориентацией оси растяжения вдоль направления [100].
На диаграммах растяжения бездефектных НП из сплава NiAl и FeAl при разных температурах, представленных на рисунке 3.10 (а) и (б), соответственно, видно, что для обоих сплавов максимальное растягивающее напряжение с3, соответствующее началу пластической деформации, снижается с возрастанием температуры. сг3 при температуре 300 К падает примерно на 30% по сравнению с деформацией при 0 K. Это связано с тем, что при повышении температуры облегчается зарождение дислокаций на поверхности НП за счет термоактивационных процессов. Максимальная упругая деформация s3 бездефектной НП тоже снижается с ростом температуры, и при 300 K она примерно на 6% ниже, чем при 0 К. Подобная закономерность снижения максимального растягивающего напряжения сг3 и деформации s3 с ростом температуры установлена в работах [132-134]. Как видно из рисунка 3.10 (а) и (б), на кривых сг С ) для всех исследованных температур существует область неоднородной упругой деформации, где растягивающее напряжение снижается с ростом деформации образца, которая связана с расщеплением структуры НП на домены с большей и меньшей упругой локальной деформацией.
Из диаграмм растяжения НП на рисунке 3.10, видно, что интервал области неоднородной упругой деформации Аєхх=є2хх-є1хх различны для НП из сплава
NiAl и FeAl. При нулевой температуре для NiAl он равен АєАІ =0,06, а для FeAl он шире и составляет AsJ =0,14. Отметим, что отличается и степень снижения растягивающего напряжения Асг = УХХ— УХХ. При нулевой
температуре она равна AcrJ =2,5 ГПа и AcrJ = 4,7 ГПа для NiAl и FeAl,
соответственно. Кроме того, выигрыш в плотности энергии при неоднородном деформировании по сравнению с однородным у FeAl выше, чем у NiAl (рисунок 3.6). Эти различия говорят о том, что эффект неоднородной упругой деформации для сплава FeAl должен наблюдаться при более высоких температурах, чем для NiAl, что и было подтверждено нашими расчетами.
Для НП из сплава NiAl формирование доменной структуры при растяжении наблюдается вплоть до температуры 300 К (0,167 , где Тт- температура плавления), в то время как для сплава FeAl - до температуры 1000 К (0,65Тт
При более высоких температурах деформация НП идет однородно. Данный факт проиллюстрирован на рисунке 3.11 для НП из сплава NiAl при средней деформации =0,2 (а), а из FeAl при s«=0,15 (б). Серая область соответствует доменам с меньшей локальной деформацией, а черная - доменам с большей локальной деформацией. На рисунке 3.11 (а) видно, что при температуре 100 К домены практически не возмущены тепловыми колебаниями, а при 300 К доменные границы сильно размываются, и при 400 K полностью исчезают (на рисунке 3.11 (а) не показано). Для НП из сплава FeAl тепловое размывание границ доменов наблюдается при температуре 1000 K (рисунок 3.11 (б)). Размывание доменных границ при повышенных температурах приводит к сглаживанию пика на кривых напряжение-деформация, наблюдаемого в результате перехода в область неоднородной упругой деформации при низких температурах (рисунок 3.10).
В термодинамически неустойчивой области II на рисунке 3.1 кривая напряжение-деформация имеет отрицательный наклон, что говорит об отрицательном значении модуля упругости (жесткости НП), который рассчитывается по формуле Е = da I de . При повышенных температурах, как отмечено выше, деформация идет однородно, что приводит к исчезновению отрицательного наклона, а, следовательно, значение жесткости НП не будет отрицательным. На рисунке 3.12 представлены кривые зависимости модуля упругости Е от средней деформации хх бездефектной НП при температурах 0 К и 300 К для NiAl (а) и 0 K и 1000К для FeAl (б). Хорошо видно, что с повышением температуры уменьшается интервал деформаций, где наблюдается отрицательная жесткость.
Возможность упрочнения нанопленки путем введения дефектов
С помощью молекулярно-динамического моделирования показана возможность упрочнения НП из сплава NiAl с ориентацией [100](001) путем создания внутренних напряжений за счет введения массива призматических дислокационных петель. Максимальное упрочнение было достигнуто в НП с расстоянием между дислокационными петлями N=11a при температуре 0 K. Однако упрочняющий эффект наблюдался и при повышении температуры до 300 K. Отметим, что в структуре пленки не наблюдалось появления полос скольжения в процессе деформации, что говорит о недислокационном механизме деформирования, следовательно, повышение прочности НП вызвано лишь введенными внутренними сжимающими напряжениями.
Механизм деформации НП с дислокационными петлями не отличался от деформации бездефектной НП, т.е. в области неоднородной упругой деформации структура пленки расщеплялась на домены с большей и меньшей локальной деформацией. Однако зарождение доменов происходило не с поверхности, как в случае бездефектной НП, а на введенных дислокационных петлях. Исследование одноосного растяжения НП из упорядоченных сплавов МА1 и FeAl с ориентацией [100](001) показало, что упругая деформация пленки идет неоднородно. Она связана с расщепление структуры на домены с разной локальной деформацией. Однако растяжение НП вдоль другого кристаллографического направления может привести к работе новых механизмов деформации, поскольку В2 симметрия решеток исследуемых сплавов и высокая энергия антифазной границы приводит к тому, что работают только те системы скольжения, которые не приводят к образованию антифазных границ. Поэтому в данной главе рассматриваются механизмы одноосного растяжения бездефектных
НП из интерметаллидных сплавов NiAl и FeAl с ориентациями [111] ( 110 ) и [557](110). Деформация НП проводилась при трех температурах: 0 К, 300 K и 1000 К.
Механизмы пластической деформации нанопленки из сплава NiAl Первоначально рассмотрим деформацию бездефектной НП из сплава NiAl с ориентацией [111] ( 110 ) . Диаграммы растяжения при разных температурах дляэтой пленки представлены на рисунке 5.1. Кривые с ( ) отличаются от аналогичных кривых, полученных при растяжении объемных материалов, и самое большое отличие в том, что предел текучести т3 превышает предел прочности ав материала в 1,75 и в 1,5 раз при температурах 300 К и 1000 К, соответственно. Это различие связано с тем, что исходная структура НП не содержит дефектов кристаллической решетки, т.е. данный предел текучести близок к теоретическому пределу прочности материала. За счет возникновения дефектов кристаллической решетки при хх 3 (рисунке 5.1) растягивающее напряжение снижается примерно в 5-6 раз. Как было отмечено в литературном обзоре, подобная закономерность наблюдалась при растяжении монокристаллических усов меди и серебра с совершенной структурой [4]. Отметим, что при нулевой температуре величина напряжения течения т3 и предела прочности ав совпадают, поскольку зарождение дефектов приводит к быстрому разрушению бездефектной НП из-за отсутствия термоактивационных процессов и большой скорости деформации.
Повторный рост растягивающего напряжения при температурах 300 К и 1000 К связан с началом пластической деформации (рисунок 5.1). На рисунке 5.2 представлены структуры НП с кристаллографической ориентацией [111](Ті0) при деформации є є3 и разных температурах. Видно, что одноосное растяжение приводит к образованию деформационных двойников, анализ которых показал, что плоскость двойникования соответствует плоскости (112), а направление сдвига направлению [111]. Деформационное двойникование возможно, потому что скольжение дислокаций в наиболее плотноупакованном направлении 111 для упорядоченной ОЦК решетки с симметрией типа В2 приводит к образованию антифазной границы, что требует больших напряжений. Обычно процесс двойникования структуры сопровождается скачкообразным изменением кривых (О, что и наблюдается на рисунке 5.1 при деформации хх 3 и температурах 300 К и 1000 К. Отметим, что скачкообразная зависимость &хх от хх при нулевой температуре не наблюдалась, поскольку после образования первой полосы двойника по его границе происходило разрушение бездефектной НП.
НП из сплава NiAl с двойниковой структурой, образовавшейся при растяжении вдоль направления [111] при температурах: а) 0 K; б) 300 K; в) 1000 K
Другой механизм деформации наблюдался при одноосном растяжении бездефектной НП из сплава NiAl с кристаллографической ориентацией [557](110). Диаграммы растяжения при разных температурах, полученные при деформации НП с ориентацией оси растяжения вдоль направления [557], представлены на рисунке 5.3. Видно, что на кривых crxx( xx) после достижения предела текучести т3 происходит резкое снижение напряжения, связанное с началом пластической деформации. При температурах 300 К и 1000 К оно снижается в 8 и в 4 раза, соответственно. Как было рассмотрено выше, это связано с тем, что структура исследуемой нами НП является бездефектной, а, следовательно, начало пластической деформации будет идти при напряжениях близких к теоретической прочности. Дальнейшая деформация бездефектной НП сопровождается монотонным возрастанием кривых crxx( xx), такое поведение отличается от аналогичных кривых напряжение-деформация, полученных при растяжении пленки вдоль направления [111]. Это говорит о различии механизмов деформации.
