Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Формирование дефектных структур под действием облучения
1.1 Возникновение дефектов в металлах при облучении 9
1.2 Образование дефектов в высокоэнергетических каскадах 14
1.3 Свойства дефектов Френкеля 20
1.4 Миграция точечных дефектов и их кластеров 25
Глава 2. Моделирование радиационных повреждений в металлах
2.1 Имитация динамики радиационного воздействия 30
2.2 NRT - стандарт 35
2.3 Теоретические основы Production Bias Model 40
2.4 Постановка задачи 45
Глава 3. Компьютерный анализ краткой стадии термического отжига
3.1 Методика исследования накапливания дефектов при ионном облучение металлов 48
3.2 Описание программы 59
3.3 Краткая стадия термического отжига 65
3.4 Исследование анизотропной модели 74
3.5 Сравнение результатов моделирования в рамках SRT и РВМ моделей 79
3.6 Роль концентрации дефектов в каскадной области 84
3.7 Выводы к главе 3 92
Глава 4. Моделирование полной стадии термического отжига
4.1 Влияние подвижности вакансий на накапливание дефектов 95
4.2 Роль начального вакансионного распределения 105
4.3 Влияние границы подвижности междоузельных кластеров ris на формирование дефектной микроструктуры 112
4.4 Выводы к главе 4 117
Заключение 119
Библиографический список 122
Список публикаций по теме 135
Приложение 140
- Возникновение дефектов в металлах при облучении
- Имитация динамики радиационного воздействия
- Методика исследования накапливания дефектов при ионном облучение металлов
- Влияние подвижности вакансий на накапливание дефектов
Введение к работе
Вопросы взаимодействия быстрых ионов с твёрдыми телами имеют долгую историю, так как подобные взаимодействия давно наблюдались в различных минералах как следствия естественного радиоактивного распада. Большой интерес к данной теме возник в середине 40-х годов с появлением первых атомных реакторов и потребностью объяснять и предсказывать повреждения, которые возникают в материалах под действием облучения [1,2].
Первые попытки качественного объяснения процессов, происходящих при попадании бомбардирующей частицы в кристалл, датируются примерно 1942 годом. Создание же точной количественной теории столкнулось с целым рядом трудностей, главная из которых связана с тем, что при описании развития радиационного повреждения возникает проблема взаимодействия многих частиц, разных по своим свойствам. Попытки аналитически оценить различные стадии развития радиационных повреждений предпринимаются до сих пор, но их возможности весьма ограничены [3-5].
Необходимо отметить, что взаимодействие дефектов, как правило, проявляется на атомном уровне, и осуществить прямое экспериментальное исследование таких процессов достаточно сложно, хотя экспериментальные методы прямого наблюдения структуры дефектов на атомном уровне получили за последние годы заметное развитие. Более успешным оказалось направление компьютерного моделирования, и именно с ним в настоящее время связывают основные надежды на построение достаточно полной физической картины радиационных повреждений в твёрдых телах [5,6].
В основных чертах картина образования дефектов при облучении была получена к 1960 г. и с тех пор многие исследования были посвящены деталям. Несмотря на то, что они обсуждаются достаточно долго, окончательного решения для многих из них пока не найдено.
ВВЕДЕНИЕ 5
Актуальность темы. 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 [4], и важным фактором в формировании их свойств являются дефекты кристаллической решётки, возникающие, в частности, при облучении [5]. Сейчас мотивация подобных исследований более многогранна [2] 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 [3,4]. Поиск и разработка таких материалов, а также материалов радиационностойких, должны опираться на ясное понимание механизмов создания радиационных дефектов.
Целью исследования является разработка имитационной модели эволюции дефектной микроструктуры, формирующейся на поверхности меди после облучения, и анализ на ее основе закономерностей, влияющих на миграцию и взаимодействие дефектов с учётом последних экспериментальных данных.
Научная новизна и практическая ценность настоящей работы состоит в создании новой модели взаимодействия дефектов и получении новых результатов для диффузии междоузельных кластеров. Диффузия кластеров 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, 4 глав, заключения и списка литературы. Результаты первой главы служат базой для формулировки задач, развиваемых в последующих главах.
ВВЕДЕНИЕ 6
Особое внимание уделено экспериментальным и теоретическим данным по образованию дефектов в металлах и сплавах при облучении. Рассмотрены случаи формирования единичных дефектов, прохождения отдельных каскадов столкновений и их расщепления на субкаскады. Детально исследованы стадии образования дефектов в высокоэнергетических каскадах, а также процессы, протекающие в облученных металлах под действием температуры. Изучены основные свойства точечных дефектов Френкеля и их кластеров, в частности, способы миграции подобных дефектных образований.
Вторая глава посвящена обзору различных подходов и методов компьютерного моделирования радиационных повреждений в металлических структурах. Рассматривались характерные особенности некоторых моделей, таких как Standart Rate Theory, Production Bias Model и «композитной» модели. На основе анализа экспериментальных данных и результатов моделирования с применением указанных моделей был сделан вывод о том, что наилучшего согласия с экспериментом в случае ионного облучения меди удается достигнуть в рамках Production Bias Model. Исходя из этого, были изучены основные теоретические положения данной модели и сформулированы задачи предстоящего исследования некоторых особенностей формирования дефектной микроструктуры в чистой меди.
В третьей главе представлено модельное описание краткой стадии термического отжига дефектной микроструктуры, оставшейся в меди после прохождения 25 кэВ каскада. Детально изложена как разработанная имитационная модель, так и экспериментально-теоретическое обоснование ее положений. Был произведен анализ результатов, полученных с использованием предложенного компьютерного моделирования, с данными экспериментальных исследований других авторов. Показано хорошее соответствие результатов моделирования с экспериментальными данными. В этой же главе приведены результаты исследований нескольких вариантов модели краткой стадии термического отжига радиационных дефектов в меди:
ВВЕДЕНИЕ 7
с учетом анизотропной миграции междоузельных кластеров;
с учетом изотропной миграции междоузельных кластеров.
Был сделан вывод о том, что в рамках модели с учетом анизотропной миграции междоузельных кластеров удается достичь наилучшего согласия с экспериментальными результатами.
В четвертой главе рассмотрена полная стадия термического отжига на основе моделирования влияния подвижности вакансий на накапливание дефектов. Путем численного моделирования было показано, что в случае наличия энергетического барьера для смены направления одномерного скольжения междоузельных кластеров диффузия вакансий сквозь каскадную область приводит к уменьшению процента вылечивания дефектов посредством рекомбинации. На основе соответствующих результатов компьютерного анализа был сделан вывод о том, что после завершения краткой стадии термического отжига в зоне прохождения высокоэнергетического каскада в меди сохраняется некоторое подобие вакансионного ядра. Подробно исследовалась роль начального вакансионного распределения по размеру кластера, а также влияние границы подвижности междоузельных кластеров на формирование дефектной микроструктуры.
В Заключении сформулированы основные результаты, полученные в диссертационной работе. На основе моделирования взаимодействия дефектов в рамках РВМ модели (production bias model), были исследованы некоторые особенности эволюции дефектной микроструктуры, формирующейся на поверхности меди после прохождения высокоэнергетического каскада столкновений. Также была систематически исследована роль одномерного скольжения междоузельных кластеров при различных начальных условиях. Проведённое моделирование позволило определить некоторые общие закономерности и особенности, характерные для подобных процессов.
Апробация работы. Результаты диссертации докладывались на "1. International Congress on Radiation Physic, High Current Electronics and Modification
ВВЕДЕНИЕ 8
of Materials", Томск, 2000; 4-6 международных школах-семинарах "Эволюция дефектных структур в конденсированных средах", Барнаул: 1998, 2000, 2001; 10-12 международных конференциях "Радиационная физика и химия неорганических материалов", Томск: 1999, 2000, 2003; 2-5 Всероссийских семинарах "Моделирование неравновесных систем", Красноярск: 1999, 2000, 2001, 2002; 2-3 международных конференциях "Радиационно-термические эффекты и процессы в неорганических материалах", Томск: 2000, 2002; Всероссийской научно-технической конференции "Физические свойства металлов и сплавов", посвященной 90-летию П.И. Гельда, Екатеринбург, 2001.
Публикации. По теме диссертации опубликовано 36 печатных работ.
На основании анализа проведенных исследований могут быть сформулированы основные положения, выносимые на защиту:
Разработана имитационная модель в рамках метода Монте-Карло для исследования термического отжига радиационных дефектов, остающихся на поверхности меди, после прохождения высокоэнергетического каскада.
Диффузия вакансий сквозь каскадную область приводит к уменьшению процента вылечивания дефектов посредством рекомбинации френкелевских пар при наличии энергетического барьера для смены направления одномерного скольжения междоузельных кластеров.
Сохранение в рассматриваемой модели некоторого подобия вакансионного ядра после завершения краткой стадии термического отжига в зоне прохождения высокоэнергетического каскада в меди.
Присутствие значительной фракции междоузельных атомов и их кластеров в модели вакансионного ядра каскада после завершения краткой стадии термического отжига.
Результаты проведенного моделирования с учетом смешанной 1D/2D миграции междоузельных кластеров аналогичны моделированию с учётом двухмерной миграции.
Возникновение дефектов в металлах при облучении
Простейшими точечными дефектами при облучении элементарными частицами являются вакансия (пустой узел в кристаллической решётке) и междо-узельный атом (собственный атом кристалла, расположенный в междоузельной зоне) [29]. Методом компьютерного моделирования была получена новая информация об атомной структуре этих дефектов. Было обнаружено специфическое поле смещения атомов вокруг вакансий в кубических металлах [6]. Как и предсказывалось теорией упругости, первые соседи смещались в сторону вакантного узла на расстояния, составляющие несколько процентов от постоянной решётки. Например, в меди эти смещения составляют 1,5 - 3,2%. Вторые соседи сместились не к вакансии, как ожидалось, а от неё, хотя и на меньшие расстояния, чем первые [30-33].
Результаты большинства компьютерных экспериментов свидетельствуют о гантельной структуре междоузельного атома. То есть он, несмотря на своё название, не находится между узлами кристаллической решётки, а образует, по большей части, с некоторым атомом решётки гантельную структуру, которая и замещает обычный атом кристаллической решётки (см. рис. 1.3). В результате этого на соседние атомы начинают действовать значительные силы, приводящие к возникновению поля искажений и сравнительно большому расширению кристалла [34].
Этот процесс является причиной образования в быстрых реакторах при температурах 500 С внутренних пор в применяемых там аустенитных сталях, т.к. междоузельные атомы из-за более сильных полей искажений удерживаются кристаллом более прочно, чем вакансии. В результате в некоторых частях кристаллической решётки образуется перенасыщение вакансиями, что ведёт к образованию пор [35,36].
Для ГЦК - решётки в большинстве компьютерных моделирований энергетически более выгодной оказалась гантельная структура междоузельного атома, вытянутая вдоль направления (100) [30], а в ОЦК - металле - вдоль (110) [32, 37], что согласуется с экспериментальными данными [27,38]. При этом в меди (ГЦК структура) расстояние между атомами гантельной структуры составляет 0,214 нм (0,595 ао, где а0 параметр решетки при нуле температур), а в ванадии и тантале (ОЦК структуры) соответственно 0,228 нм (0,751 а0) и 0,249 нм (0,752 а0) [39].
Метод молекулярной динамики позволил проследить атомные перестройки при реакциях между точечными дефектами. Наибольший интерес здесь представляет реакция рекомбинации пары Френкеля. В первой работе [30] по изучению зоны спонтанной рекомбинации в ГЦК - кристалле меди было установлено, что в плоскости {100} зона рекомбинации вокруг междоузель-ной гантели вытянута вдоль направления (ПО) и содержит 16 нестабильных узлов, при попадании в которые вакансии происходит её спонтанная рекомбинация с междоузельным атомом. Более полное определение зоны рекомбинации в меди выполнено в [40], где, используя различные потенциалы взаимодействия, были получены близкие количества нестабильных узлов (74 и 62 соответственно).
В работах [32,41] была всесторонне исследована зона рекомбинации пар Френкеля в ОЦК - кристаллах. Здесь также были отмечены её сильная анизотропия и относительно небольшие размеры (несколько десятков атомов). Заметное влияние решёточной симметрии на зону рекомбинации было обнаружено и в ГПУ - металле (магний) [42]. Всего при анализе реакции междоузельного атома, находящегося в наиболее стабильной конфигурации, с вакансией было обнаружено 49 узлов, при попадании в которые вакансия рекомбиниро-вала [43].
Сейчас имеется достаточно доказательств (экспериментальных и полученных методами компьютерного моделирования) того, что в каскадах смеще ний имеет место не только интенсивная рекомбинация, но и кластерообразова-ние междоузельных атомов и вакансий [44,45]. Распределение по размеру и в пространстве обоих типов дефектов, образованных в каскадах, не только различается, но и является температурно-зависимой из-за различия в тепловой стабильности кластеров из вакансий и междоузлий [46,47].
Компьютерное моделирование позволило провести систематическое изучение атомных конфигураций кластеров вакансий и междоузельных атомов в зависимости от числа п содержащихся в кластере дефектов. Оказалось, что число п нельзя считать исчерпывающей характеристикой кластера. Кластеры с одинаковым п могут отличаться атомной конфигурацией.
Чтобы ограничить множество возможных конфигураций, обычно рассматривают только наиболее устойчивые кластеры, т.е. кластеры с максимальной энергией связи. Для их отбора определяют энергию связи пары дефектов как функцию расстояния между ними. Такой расчёт [48] для бивакансии в ar-Fe показал, что энергия связи для расстояний, больших расстояния между десятыми соседями, меньше 0,01эВ. Поэтому достаточно хорошим приближением является ограничение области взаимодействия для пары вакансий десятыми соседями при условии, что температура кристалла находится в пределах Т 120 К (&Г 0,01эВ)[27].
При более высоких температурах область взаимодействия двух вакансий ещё меньше. Если учесть, что вакансии мигрируют в cr-Fe лишь при температурах выше 250С (523 К), то при рассмотрении диффузии вакансий и их объединения в кластеры можно считать, что область взаимодействия ограничена приблизительно шестыми соседями [49,50].
Компьютерное моделирование роста кластеров из междоузельных атомов [51] даёт следующий результат: для кластеров, содержащих 10 атомов, двухмерное расположение оказывается энергетически выгодным, чем трёхмерное. Результатом этого является то, что подобные кластеры совершают спонтанный переход из метастабильной трёхмерной конфигурации в конфигурацию двухмерную, имеющую вид диска [28]. Это находится в согласии с экспериментальными наблюдениями меди, облучённой при низких температурах [52].
Имитация динамики радиационного воздействия
Сравнительно недавно было признано, что значительная доля стабильных кластеров из междоузлий аннигилирует на дислокациях, гранульных границах и поверхностях [55, 56]. Миграция кластеров способна объяснить некоторые экспериментальные результаты, необъяснимые в терминах обычной теории приближений, основанной на кинетике одиночных дефектов [57,58], а именно то, что эволюция комплексов из междоузельных атомов и вакансий происходит в гетерогенном и выделительном стиле в областях отделённых несколькими мкм [59]. Кроме того, несмотря на наличие вакансий, значительная доля междоузлий отсутствовала при наблюдениях с помощью трансмиссионного электронного микроскопа [56].
fj i Перемещаясь по кристаллу, точечный дефект переходит из одной устой чивой конфигурации в другую, преодолевая разделяющий их энергетический барьер - седловую точку в потенциальном рельефе кристалла. Энергия активации миграции Ет определяется как разность потенциальных энергий кристалла с дефектом в седловой точке и в равновесной конфигурации. При тепловых колебаниях решётки атомы, образующие точечный дефект, время от времени приобретают кинетическую энергию, достаточную для преодоления одним из них барьера Ет [9].
Однако проследить при этом всю траекторию системы в многомерном конфигурационном пространстве пока не удаётся, ибо имеющиеся алгоритмы учёта тепловых колебаний в модели молекулярной динамики (МД) не позволяют воссоздать устойчивый температурный режим в модельном кристалле, который существовал бы продолжительное время. А именно это условие необ ходимо для имитации больших времён ожидания, свойственных процессу термоактивированной миграции дефектов [6].
Несмотря на имеющиеся трудности, компьютерное моделирование МД позволило существенно продвинуться в понимании процесса миграции дефектов. Так, было установлено, что процесс миграции вакансии заключается в перескоке одного из ближайших к ней атомов в вакансию. Это приводит к образованию на его месте новой вакансии и исчезновению старой.
Перемещение бивакансии в ГЦК и ГПУ - решётках происходит путём перехода одного из атомов, соседствующих одновременно с обеими вакансиями, на место одной из них. Перемещение бивакансии в a-Fe оказалось более сложным. Каждая из её вакансий перемещается отдельно от другой, причём в два этапа. На первом этапе одна из вакансий уходит в четвёртую координационную сферу. На втором этапе восстанавливается стабильная конфигурация с вакансией в другом узле. Энергия такого перемещения меньше вычисленной Ет для моновакансий (0,68 эВ), хотя и близка к ней (0,66 эВ для a-Fe) [37].
По расчётам [48] наиболее крупным подвижным вакансионным кластером в ОЦК - металле a-Fe оказалась тривакансия, которая мигрировала с энергией активации 0,66 эВ. Более крупные вакансионные кластеры для перемещения по кристаллу вынуждены частично диссоциировать. Например, кластеру из 4 вакансий для продвижения энергетически выгодно диссоциировать на моно-и тривакансию (энергия активации такой диссоциации для a-Fe равна 1,2 эВ) [48].
Процесс перемещения междоузельных атомов оказался несколько сложнее, чем в случае вакансий. Очень часто исходная гантель мигрирует со сменой своей ориентации. Так, гантель вдоль [ПО] в ОЦК - кристалле после одного перескока переходит в гантель по [101]. Энергия активации такого перемещения для a-Fe равна 0,33 эВ [35]. Аналогично с изменением своей ориентации мигрирует гантель [100] в ГЦК - решётке [57]. Продвижение наиболее стабильного кластера из 2 междоузельных атомов в ОЦК - кристалле было исследовано в [37]. Было показано, что перемещение такой пары - ступенчатый процесс, при котором в переходной стадии междоузельные атомы частично диссоциируют. Энергия перемещения для a-Fe равна 0,33 эВ.
Влияние внешних напряжений на миграцию дефектов было обнаружено в [61], где изучалось воздействие одноосных напряжений на энергии связи би-вакансий в ОЦК - кристаллах (a-Fe, Mo, W). Было найдено, что энергия связи увеличивается или уменьшается в зависимости от направления приложения напряжения и ориентации бивакансии. Изменение энергии связи кластеров влечёт за собой изменения в процессе миграции, облегчая или затрудняя его.
Таким образом, небольшие кластеры, содержащие 2-3 междоузельных атома или вакансии, подвижны как соответствующие монодефекты. Большие кластеры имеют тенденцию образовывать дислокационные петли. Возможным способом движения таких кластеров является ползучесть и скольжение, причём последний процесс более быстрый [27]. Движение кластеров из междоузельных атомов, наблюдаемое при помощи диффузионного рассеивания рентгеновских лучей после облучения электронами [62] и быстрыми нейтронами, может быть объяснено как результат комбинирования скольжения и ползучести кластеров из междоузлий под действием упругих сил взаимодействия с кристаллической решёткой [63].
Методом МД в меди было изучено [64] одномерное случайное скольжение планарных кластеров, содержащих 4 междоузельных атома. В этой работе было показано, что небольшие петли, содержащие 4, 5 и 6 атомов, спонтанно трансформируются из дефектных в хорошо скользящие бездефектные конфигурации. Кроме этого здесь была получена оценка энергии активации смены направления скольжения такого 4-х частичного кластера, которая составила 0,4 эВ, что соответствует средней длине свободного пробега порядка 70 атомных прыжков при 523 К. С увеличением размера кластера высота барьера будет повышаться пропорционально п,/2, где п - размер кластера.
Оценка энергии активации скольжения для кластеров, содержащих менее 100 междоузельных атомов, даст величину меньше 0,1 эВ на атом [65]. Доказательств скольжения малых вакансионных кластеров пока не обнаружено. И ва-кансионные кластеры, и кластеры междоузлий способны перемещаться переползанием. Ниже 0,5 Тт энергия активации такого рода движения оценивается 9кТя [46].
Методика исследования накапливания дефектов при ионном облучение металлов
При столкновении высокоэнергетической частицы с атомом кристаллической решётки происходит передача энергии в течение очень короткого промежутка времени. В зависимости от величины переданной энергии это может привести либо к образованию единичного дефекта, либо к возникновению целого каскада. Оставшиеся после таких каскадов дефекты в результате тепловой диффузии распространяются по кристаллу, что через реакции с другими дефектами ведёт к микроструктурным изменениям [105]. Эту стадию можно частично исследовать аналитически, используя модели диффузионных реакций [106], но как вводные данные здесь требуется информация об образовании дефектов, которая может быть получена компьютерным моделированием [16].
Ранее, накапливание дефектов при облучении охватывалось главным образом в приближении теории химических коэффициентов, в которой и вакансии, и междоузельные атомы образовывались случайным образом, как в пространстве, так и во времени в форме изолированных френкелевских пар. Кластеры из дефектов обоих сортов образовывались в результате диффузионных реакций этих монодефектов и были неподвижны [99,107].
Эта картина является слишком простой для описания кинетики дефектов в каскаде, где уже во время закалки спонтанно образуется множество кластеров, характеризующихся различными свойствами. Каскадно индуцированные кластеры могут реагировать друг с другом и аннигилировать на пустотах, дислокациях и границах гранул [108,109]. Любая теория радиационных каскадов повреждений должна включать в себя кинетику реакций таких кластеров.
Наблюдаемые микроструктурные особенности, характеризующие дефектную структуру, не могут быть объяснены в понятиях обычных кинетических реакций единичных дефектов [57], а выражаются в детальной микрострук- турной эволюции [48]. Малые размеры области повреждения (10-10 нм ) и короткое время жизни каскада (»10 пс), делают исследования экспериментальными методами практически невозможными. В эксперименте может наблюдаться только конечный итог повреждения. Попытки теоретического анализа сталкиваются со значительными трудностями [46], и сейчас основные надежды возлагаются на компьютерное моделирование этих процессов.
И моделирование, и экспериментальные исследования показали, что малые кластеры, содержащие 2-3 вакансии или междоузельных атомов, подвижны подобно монодефектам [27]. Кроме этого, различия между имеющимися сейчас теоретическими моделями и экспериментом делают необходимым допуск о том, что в меди при низкой дозе облучения (порядка 10" сна) определенная доля междоузельных атомов (« 15%) в виде кластеров уходит из зоны повреждения [46]. Данный факт нашел прямое доказательство при наблюдениях в трансмиссионный электронный микроскоп (ТЕМ) и измерениях параметров решетки, а также при анализе результатов МД моделирования. Возможными способами движения таких кластеров являются скольжение (glide) и ползучесть (climb).
С помощью ТЕМ было замечено, что при низких дозах облучения междо-узельные кластеры уходят на расстояние в несколько мкм [59], что может произойти благодаря скольжению кластеров, которое по теоретическим расчетам является более предпочтительным. Анализ уравнений, определяющих длину свободного пробега, показывает, что для низкой и средней плотности дефектных структур условия для одномерного скольжения кластеров лучше, чем для 2-3 мерной миграции [46]. Поэтому можно считать, что в не поврежденных чистых металлах при температурах, вызывающих технологический интерес, в отсутствии любых движущих сил, исключая тепловое возбуждение, кластер совершает быстрое, термически активируемое, одномерное скольжение.
Влияние подвижности вакансий на накапливание дефектов
Уже при температуре Т & 0,2 Тт междоузельные атомы в меди обретают подвижность. Междоузлия из наружных слоев частично уходят во внутренний слой междоузельной атмосферы, окружающей вакансионное ядро каскада, и рекомбинируют. При дальнейшем повышение температуры единичные вакансии и их малые кластеры также становятся способными к миграции на сравнительно большие расстояния, например, в несколько параметров решетки.
Наличие вакансионного ядра каскада. Исследуем основные закономерности накапливания дефектов в зоне прохождения высокоэнергетического каскада при учете одномерного скольжения междоузельных кластеров в случае подвижности вакансий (полная стадия термического отжига). В качестве пер-вого шага рассмотрим ситуацию завершения краткой стадии термического отжига, при которой вакансии еще находятся в ядре каскада, а междоузельные дефекты, вследствие большей подвижности, распределяются почти по всей области первичного повреждения [105]. Как показали результаты, полученные в третьей главе, наибольшего согласия с экспериментальными данными удаётся достигнуть при начальном распределении междоузельных атомов, как и в [90] в виде 5-ти частичных кластеров, поэтому исследуем данный случай начальных условий более подробно.
В моделируемом нами температурном интервале полной стадии термического отжига (0,3 Тт Т 0,35 Тт) вакансионное ядро каскада распадается на отдельные вакансии и их малые кластеры как из-за пониженной, по сравнению с междоузельными дефектами (см. таблицу 3.3), термической стабильности [46,122,130,150], так и из-за рекомбинации с междоузельными атомами. В результате подобных процессов средний размер вакансионного кластера в ядре каскада будет существенно редуцирован, и при нашем моделировании составлял п « 2,0.
Рассмотрим первый вариант анизотропной модели - междоузельные кластеры скользят перпендикулярно границам вакансионного ядра каскадной области. Заметно неожиданно резкое сокращение числа рекомбинировавших дефектов («46,40% вместо «72,80% в случае краткой стадии термического отжига при аналогичных начальных условиях). Данный результат в значительной мере объясняется тем, что определённая доля вакансионных дефектов («22,12%) оказалась растворённой в матрице, не успев вступить в реакции рекомбинации. Оставшаяся часть вакансий («33,48%) образовала в каскадной области, в основном, 5-6 частичные кластеры (диаграмма 4.1 б).
Таким образом, после завершения полной стадии термического отжига в области первичного радиационного повреждения остается «33.48% вакансий, что очень хорошо согласуется с результатами, полученными в [141]. В указанной работе исследовалась чистая медь при дозе облучения 0,01 сна и было показано, что только около 30% вакансий в рассматриваемом образце выдерживают дальнейший термический отжиг при 300С в течении 50 часов.
Распределение по размерам кластеров, проаннигилировавших на стоках междоузельных атомов, как и в краткой стадии отжига, имеет три чётко выраженных максимума, приходящихся на те же значения и = 5,10и15 (диаграмма 4.1 а). Отличием является значительное, более чем в два раза, увеличение максимума при п - 15 в случае почти неизменного значения nZ(n) при п = 5, 10, где п - размер кластера. Полученный результат является следствием сокращения рекомбинации в полной стадии термического отжига при одновременном увеличении процессов кластерообразования междоузлий.
Кроме этого необходимо отметить более широкий спектр представленных в распределении nZ{n) кластеров, что делает это распределение похожим на результаты, полученные в [116] для 25 кэВ каскада в меди (рис. 4.1 в), где максимумы приходились на п = 4-5; 9 и 14. Результаты [116] также были получены компьютерным моделированием методом Монте-Карло с использованием приближения бинарных столкновений. Отличием от [116] является несколько заниженное у нас количество кластеров, находящихся между максимумами распределения, а также количества кластеров с п = 14-15. Данный факт, по всей видимости, является следствием отсутствия учета в [116] одномерного скольжения междоузельных кластеров. Как было показано ранее, подобный вид миграции дефектов снижает интенсивность процессов взаимодействия [117,118] и, следовательно, интенсивность процессов междоузельного кластерообразова-ния.
Проведем далее проверку результатов по другим имеющимся у нас экспериментальным данным, отличным от [116,141]. Общее количество вылеченных в результате термического отжига дефектов составило при нашем моделировании порядка 69%. В [107] компьютерным анализом получены оценки рассматриваемого параметра для ОЦК железа при прохождении 10 кэВ каскада -80,7%. Сходные данные приведены и в [5], где процент вылечивания френке-левских пар в ходе термического отжига был оценен в 82%. Таким образом, наблюдаемое снижение количества вылеченных дефектов порядка 12-13% также вписывается в тенденцию пониженного взаимодействия дефектов при учете одномерного скольжения междоузельных кластеров. Количество междоузлий вне зоны первичного радиационного повреждения было найдено равным «8,52% и погрешность вычислений по этому экспериментальному показателю составила «6,48%, что, несомненно, является хорошим результатом.
![Анализ, моделирование и алгоритмизация процесса диагностики вертебрально-базилярной недостаточности на основе инструментальных методов исследования [Электронный ресурс]](/i/i/4465/168237.png "Анализ, моделирование и алгоритмизация процесса диагностики вертебрально-базилярной недостаточности на основе инструментальных методов исследования [Электронный ресурс] Кривцова Людмила Ивановна")
