Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Диффузия в аморфных сплавах и ее роль в формировании неравновесной сегрегации 10
1.1. Результаты экспериментальных исследований диффузии в аморфных металлических сплавах 10
1.1.1. Экспериментальные методы исследования диффузии 10
1.1.2. Значения коэффициента диффузии 12
1.1.3. Локальная структура 16
1.1.4. Низкотемпературная обработка и механические воздействия при комнатной температуре 18
1.2. Теоретические представления 20
1.2.1. Структура АМС 20
1.2.2. Механизмы диффузии 26 L2.3. Низкотемпературная обработка 28
Выводы главы 33
ГЛАВА 2. Методы воздейсвия на амс и методы исследования результатов воздействий 34
2.1. Методы воздействия на образцы
2.1.1. Деформации изгибом 34
2.1.2. Низкотемпературная обработка 34
2.2. Оже-электронная спектроскопия * 35
2.2.1. Оже-электронный микро-зонд Jamp- 10s 36
2.3. Метод молекулярной динамики (ММД) 38
2.3.1. Методика имитации деформирования и низкотемпературной обработки в рамках программы MMD 41
Выводы главы. 43
ГЛАВА 3. Сегрегации в аморфных металлических сплавах системы металл-металлоид 44
3.1. Перераспределение компонентов в поверхностных слоях аморфных сплавов при деформациях 44
3.1. L Деформационное перераспределение компонентов ВАМСРЄТОСГІОРІЗСТ 44
3.1.2. Деформационное перераспределение компонентов BAMCFe8oB2o 49
3.2. Низкотемпературное воздействие 51
Выводы главы 55
ГЛАВА 4. Механизм образования неравновесных сегрегации при комнатной температуре и ниже 56
4.1. Обоснование необходимости проведения компьютерного эксперимента 5 6
4.2. Молекулярно динамическое моделирование механического воздействия наАМС 51
4.2.1 Исходные параметры МД-моделирования деформации аморфной пленки. 57
4.2.2. Результаты МД-моделирования деформации аморфной пленки 59
4.3. МД-моделирование низкотемпературного воздействия 73
4.3.1. Исходные параметры МД- моделирования низкотемпературного воздействия 73
4.3.2. Результатов МД-моделирования низкотемпературного воздействия 74
Выводы главы 77
ГЛАВА 5. Модель"перераспределения компонентов АМС при внешних воздействиях . 78
5.1. Основные положения теории движения макровключений в твердых телах 81
5.2. Обоснование возможности применения теории движения макровключений в твердых кристаллических телах для миграции компонентов АМС 86
5.3. Применение модели к описанию эксперимента по изгибу аморфной ленты FegoB2o 88
5.4. Применение модели к описанию эксперимента по охлаждению аморфной ленты С o57Ni і oFe5Si 11В17 90
Выводы главы 95
Основные результаты и выводы 96
Литература
- Экспериментальные методы исследования диффузии
- Низкотемпературная обработка
- Деформационное перераспределение компонентов BAMCFe8oB2o
- Результаты МД-моделирования деформации аморфной пленки
Введение к работе
Актуальность темы.
Поверхностная сегрегация на; протяжении нескольких десятилетий является актуальной темой научных исследований, так как она определяет многие свойства материалов, зависящие от химического состава поверхности.
Различают равновесные и неравновесные сегрегации. Равновесные сегрегации образуются в случае, если негомогенность твердого тела в определенных областях объема (поверхность, межфазные границы, границы зерен, дислокации и т.д.) приводит к уменьшению свободной энергии тела. Неравновесная сегрегация происходит в том случае, если действие внешних факторов (механических, температурных и т.д.) приводит к вариации химического потенциала в объеме материала. Вследствие этого происходит диффузионное перераспределение элементов, скопление их в определенных областях, приводящее к выравниванию химического потенциала. С приближением всей системы к равновесному состоянию, вариации химического потенциала уменьшаются и процесс образования неравновесных сегрегации замедляется, с уменьшением потока дефектов, вызывающих диффузию компонентов системы. Однако, если происходят структурные превращения, обуславливающие другое значение химического потенциала, то установившиеся концентрационные неоднородности отличаются от исходных, в этом состоянии сегрегации становятся равновесными. Очень важно отметить, что неравновесные сегрегации определяются скоростью диффузионных процессов, исчезают при неограниченно больших временах и проявляются только в том случае, если диффузия позволяет достичь полного термодинамического равновесия.
Можно уверенно сказать, что неравновесные сегрегации изучены хуже, чем равновесные, особенно в аморфных сплавах. Это связано, во-первых, с изначально метастабильным состоянием аморфного сплава, так как внешние воздействия, приводящие к возникновению неравновесных сегрегации, могут одновременно активировать переход аморфного сплава в более стабильное структурное состояние. Второй причиной: является недостаток знаний о механизмах диффузии в аморфных сплавах. Природа равновесных сегрегации определяется, как правило, с энергетических позиций и знание механизма диффузии здесь не является основополагающим. Для неравновесных сегрегации, как уже было отмечено, процесс диффузии является определяющим и без знания механизмов диффузии зачастую нельзя понять физическую сущность данного явления.
Поэтому необходимо применение новых, в чем-то более прогрессивных методов, с помощью которых возможно построение обоснованных физических моделей. Одними из таких методов являются методы компьютерного эксперимента, такой как метод молекулярной динамики. Несмотря > на то, что молекулярная динамика давно используется для решения задач физики твердого тела, следует отметить, что подавляющее большинство задач не имеет прямого практического применения. В > связи с этим необходимо комплексное использование результатов физического эксперимента и методов компьютерного моделирования для выявления микромеханизмов исследуемых процессов с дальнейшим построением математической модели.
В рамках такого подхода возможно не только плодотворно изучать неравновесные сегрегации, но и решить в некотором роде обратную задачу - косвенно определить механизм диффузии в аморфных сплавах, оценить кинетические коэффициенты. . В связи с вышеизложенным целью работы являлось: Проведение комплексного исследования методами физического эксперимента и компьютерного моделирования для выявления закономерностей и микромеханизмов процессов перераспределения компонентов в поверхностных слоях аморфных сплавов системы металл-металлоид в условиях механических и низкотемпературных воздействий;
Для достижения поставленной цели решались следующие задачи:
1. Исследовать влияние деформационного и низкотемпературного воздействий на изменение концентрации компонентов в поверхностных слоях аморфных сплавов (системы металл-металлоид).
Определить микромеханизмы процессов перераспределения компонентов в поверхностных слоях аморфных сплавов системы металл-металлоид
Построить, на основе полученных результатов, модели сегрегационных процессов в поверхностных слоях аморфных сплавов системы металл-металлоид при деформационных и низкотемпературных воздействиях.
Для решения задач необходимо: получить экспериментальные данные по перераспределению компонентов в поверхностных слоях аморфных сплавов при деформации и охлаждении; методами молекулярной динамики выявить микроскопические механизмы вторичных процессов, сопровождающих процессы перераспределения; в рамках комплексного подхода построить модель, учитывающую взаимосвязь процессов; - результаты модельных расчетов сравнить с экспериментальными данными, оценить значения кинетических коэффициентов. Научная новизна работы: впервые получены экспериментальные результаты по композиционному перераспределению в поверхностных слоях аморфных металлических сплавов системы металл-металлоид при деформационному нагружению и низкотемпературной обработке в жидком азоте; методом молекулярной динамики смоделирован процесс перераспределения элементов в аморфном сплаве в условиях деформации растяжением и сжатием, а также в условиях температурного нагружения; выявлено, что перераспределение элементов происходит путем миграции в составе кластеров, использование теории Гегузина-Кривоглаза о миграции включений в твердых телах позволило получить удовлетворительные значения кинетических коэффициентов; произведено сравнение полученных коэффициентов с коэффициентами, полученными из диффузионных расчетов по феноменологической теории, показано их соответствие; показано, что учет существования кластеров в АМС при разработке физико-математических моделей исследованных процессов представляет теоретическую и практическую ценность для развития теории диффузии в аморфных металлических сплавах.
На защиту выносятся: - экспериментальные результаты по сегрегационным процессам в поверхностных слоях аморфных сплавов системы металл-металлоид при деформационных и низкотемпературных воздействиях; модель перераспределения компонентов аморфных сплавов в условиях внешних воздействий; - значения кинетических коэффициентов полученные путем компьютерного моделирования процессов и их расчетов в соответствии с феноменологической теории диффузии в аморфных сплавах.
Практическая значимость.
Полученные экспериментальные результаты могут быть использованы для оценки эксплуатационных характеристик аморфных сплавов системы металл-металлоид. Предложенный механизм миграции атомов бора и фосфора позволяет расширить представления о процессах перераспределения компонентов в неравновесных металлических системах, что может быть использовано при разработке технологий их получения и применения.
Апробация результатов.
Результаты^ работы докладывались на: IV Межгосударственном семинаре "Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий" (Обнинск, 1997г.), XIV Уральской школе металловедов-термистов "Фундаментальные проблемы физического металловедения перспективных материалов" (Ижевск-Екатеринбург, 1998г.), Второй Всероссийской научно-технической конференции «Физические свойства металлов и сплавов» (Екатеринбург, 2003г.).
Структура и объем работы.
Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения, списка литературы из 115 наименований, изложена на 108 страницах, включая 35 рисунка и 2 таблицы.
Экспериментальные методы исследования диффузии
Непосредственные (прямые) измерения коэффициентов диффузии по изменениям концентрации диффундирующих веществ в АМС связаны с большими экспериментальными трудностями. Прежде всего, огжиг производиться при низкой температуре (в сравнении с температурой рекристаллизации), а его продолжительность короткой; чтобы предупредить кристаллизацию АМС. При этих условиях значения коэффициентов диффузии малы и очень малы расстояния, на которых изменяется; концентрация- диффундирующего вещества. В работе [1] отмечалось, что эти расстояния не превышают ОД мкм» и для измерения вариаций концентрации на таких отрезках необходимы приборы с разрешающей способностью не более 10 нм. При использовании косвенных методов; определения диффузии необходима разработка физической модели процесса, связанного с диффузией. Неизбежные иупрощения при моделировании искажают величины энергий активации и коэффициентов диффузии, хотя сами измерения оказываются в этом случае более простыми. Ниже приведены наиболее широко используемые экспериментальные методы и показана область их применимости.
Один подход заключается в использовании микроделения методом распыления; Таким путем [2] определили профиль концентрации имплантированных меченых атомов Ag в PdgjSiig. Кан и др,[3]; использовали похожий метод (масс-спектрометрию вторичных ионов) для измерения профиля концентрации В в Fe4oNi4oB2o после распыления и отжига.
Другой подход основан на использовании ядерных частиц для исследования профиля концентрации. Чен и др. [4] применили резерфордовское обратное рассеяние сс-частиц для определения профиля концентрации имплантированных ионов Аи в Pd77,5Cu6SiI6,5. Кижек и др. [5] с помощью (р, а)-ядерной реакции ПВ измерили профиль концентрации ПВ в Ni - Nb- и стеклах путем облучения их протонами высокой энергии. Бирак и Лежур [6] использовали («, а )-реакцию 6Li для измерения его коэффициента диффузии в сплаве Pd8oSi2o, который облучался нейтронами.
Третий подход, предложенный Куком и Гиллярдом: [7] для кристаллических материалов позволяет измерить коэффициент взаимной диффузии вплоть до 10 " м/с. Розенблюм и др.[8] и Грир и Др.[9] применили его к AMG. Используя распыление на, две мишени, они приготовили многослойные композиционно-модульные пленки: (длина волны Х,«25А),состоящие из чередующихся слоев аморфных металлов на основе Pd и Fe. Определяя степень уменьшения интенсивности сателлита при малоугловом рассеянии рентгеновских лучей как функцию времени отжига, можно непрерывно измерять зависимость коэффициента взаимной диффузии от времени. Благодаря небольшим диффузионным расстояниям, соответствующим А 25А, удалось измерить коэффициент диффузии вплоть до 10" м/с.
В качестве примера косвенного метода, можно привести эксперименты по определению значения коэффициента диффузии по результатам измерения скорости роста кристаллов в процессе первичной кристаллизации [10, 11]. При этом используется уравнение Зенера для контролируемого диффузией роста кристаллов: где размер кристалла R квадратично зависит от морфологии и состава аморфной матрицы у границы раздела кристалл-матрица и вдали от нее. Существует ряд проблем, связанных с этим методом определения коэффициентов диффузии: неизвестно, диффузия какого компонента, контролирует рост кристалла; значение а может быть оценено только для простой морфологии; обычно неизвестен химический состав у поверхности раздела как аморфной матрицы, так и кристалла. В связи с этим, данный метод часто дает результаты, противоречащие результатам прямых исследований. Подобные проблемы возникают при использовании всех косвенных методов, однако их применение оправдано, т.к. как правило, они используются в областях труднодоступных для использования прямых методов.
Низкотемпературная обработка
Образцы представляли собой ленты аморфного сплава Fe7oCrioPnC7 толщиной 16 мкм, шириной 10 мм, полученные путем быстрой закалки из расплава.
Для деформации аморфных лент в условиях градиента напряжений ленту изгибали вокруг оправки определенного диаметра до совмещения противоположных концов. В этом случае степень деформации определялась диаметром оправки. В зависимости от решаемой задачи реализовались как упругие, так и пластические деформации. Степень пластических деформаций в зависимости от радиуса изгиба составляла около (40-45)%. Исследовались сегрегационные эффекты в условиях гомогенной и негомогенной пластической деформации, при упругих деформациях в напряженном состоянии и при остаточных деформациях. Исследования проводили на воздухе при комнатной температуре и временных выдержках от 2 час, до нескольких дней.
Низкотемпературная обработка
Образцы представляли собой лены магнитно-мягкого аморфного сплава Co NiioFejSinB толщиной—20мкм, шириной 10мм, полученные путем быстрой закалки из расплава. Низкотемпературная обработка проводилась путем погружения в жидкий азот (-196 С) с выдержкой 10, 60 и 120 мин. Послойный элементный анализ проводили методом оже-электронной спектроскопии. Атомную структуру исходных и обработанных образцов контролировали методом рентгенографии. Механические свойства образцов исследовались с помощью установки "Инстрон" с повышенной жесткостью и использованием специальных губчатых захватов при комнатной температуре со скоростью деформации 10" с" .
Большое число методов исследования поверхности включает в себя энергетический анализ эмитированных твердым телом электронов в интервале энергий 5-2000 эВ. Для многих из этих методов характерны общие черты. В частности, высокая поверхностная чувствительность всех методов, определяемая возможностью анализа тонких поверхностных слоев, вытекает из того, что электроны в этой области энергий обладают высокой вероятностью неупругого рассеяния. Следовательно, только, если электроны проходят через очень тонкий поверхностный слой, связанный с длиной пробега (1,0-4,0 нм для металлов), они не изменяют свою энергию после возбуждения. Среди методов электронной спектроскопии для анализа химического состава и особенностей электронной структуры наибольшее распространение получили методы рентгеноэлектронной (РЭС) и Оже-электронной спектроскопии (ОЭС). Теоретические основы и экспериментальные возможности методов электронной спектроскопии достаточно полно описаны во многих монографиях, обзорах и статьях [90-94].
В ОЭС используется возбуждающий пучок электронов. В то же время, Оже-электроны в методе РЭС вместе с фотоэмиссией могут дать дополнительную информацию. Кроме того, хотя Оже-электронная эмиссия, будучи трехуровневым процессом, по своей внутренней природе более сложна, чем фотоэмиссия, ее эффективность состоит в том, что она может возбуждаться пучком электронов, а получение, фокусировка и отклонение или сканирование электронов технически реализуется более просто. Причем, эта же сложность физического процесса не позволяет подобно методу РЭС использовать ОЭС для анализа особенностей химической связи элементов исследуемого твердого тела.
В данной работе использовался, метод коэффициентов относительной чувствительности, второй по распространенности после абсолютного количественного анализа. Для каждого элемента определяют коэффициент относительной чувствительности записью в одинаковых экспериментальных условиях спектров эталонных образцов из чистых элементов и серебра. Чувствительность к серебру принимается равной единице. Тогда для сплава, содержащего п элементов, концентрация ї-го элемента будет определяться по формуле: С = (1,-/8г)/г(У )- (2.1), где: Sj, Sj - коэффициенты относительной чувствительности для i-ro и j-ro элементов; I;, Ij - интенсивности оже-сигнала для этих элементов. При использовании коэффициентов элементной чувствительности из [95] погрешность определения содержания компонентов не превышала 15% измеряемой величины.
Деформационное перераспределение компонентов BAMCFe8oB2o
Деформацию растяжением и сжатием АМС Fe80B2o [102] осуществляли, в соответствии с описанием деформирования, приведенном в главе 2. Деформация приводит к аналогичному, описанному подробно в главе 1 случаю [103], перераспределению компонентов системы. На рис.14 представлены профили распределения компонентов по глубине с контактной стороны аморфной ленты состава Fegol o в исходном состоянии (а), в области растяжения (б) и в области сжатия неконтактной стороны (в). Деформирование приводит к значительному перераспределение в приповерхностных слоях аморфной ленты: обогащение области растяжения атомами железа (б) и области сжатия атомами бора (в). Из анализа Оже-спектров видно, что в поверхностных слоях атомы бора находятся в связи с кислородом до глубин (1,5-1,8) нм, что определяется по сдвигу энергетического положения KLL-лин и и бора (170 эВ);
Кроме того, на преимущественное участие в связи с кислородом атомов бора указывает "затянутое" возрастание содержание атомов железа на этих глубинах. Присутствие в Оже-спектрах слабой KLL-линии углерода свидетельствует о наличии в АМС примеси углерода. На рис.14 (в) представленные профили распределения компонентов АМС Fe8oB2o при деформации изгибом в области сжатия показывают, что только в тонких приповерхностных слоях (0,5-0,6) нм зоны сжатия наблюдается относительное уменьшение содержания кислорода. Это можно объяснить наличием при этом атомов углерода, находящегося, как уже говорилось выше, в АМС в виде примеси и обогатившего поверхностные слои при деформации сжатием. Необходимо отметить, что углерод в данном сплаве 12 t,M№
Распределение концентрации компонентов АМС FeeoB2o а) исходное состояние, б) растяжение, в) сжатие. концентрируется в области сжатия, что также может свидетельствовать о дополнительном разупорядочении приповерхностной области.
Низкотемпературное воздействие
В отличие от широко исследованных случаев отжига АМС при температурах выше комнатных, в работе использовалось низкотемпературное воздействие. Результаты исследований влияния выдержки при температуре жидкого азота (77 К) магнитомягкого АМС Co57NiioFe5SiiiB17 в течение 10, 60 и 120 минут на поверхностные сегрегации компонентов представлены в [104]. Выявлено, что низкотемпературное воздействие не приводит к заметным изменениям структуры сплава, образцы оставались рентгеноаморфными. Распределение компонентов в поверхностных слоях с контактной стороны аморфной ленты в исходном состоянии характеризуется, как и для других АМС, концентрационной неоднородностью в тонких поверхностных слоях толщиной до 5.0 нм (рис.15). Видно, что до 2.0 нм поверхность насыщена атомами кислорода, находящихся в связи с металлоидами (бора и кремния), что отражается на энергетическом положении спектров оже-переходов KLL бора и кремния: 168.0 эВ и 82.0 эВ, в то время как энергетическое положение несвязанных атомов составляет; 180.0 эВ и 92.0 эВ, соответственно.
Низкотемпературная обработка вызвала концентрационные изменения в поверхностных слоях сплава, причем оксидный слой сократился до 1.0 нм. Хотя концентрационная неоднородность в поверхностных слоях сохраняется, но поверхностное содержание компонентов меняется, особенно после 10-минутной выдержки (рис, 16).
Дальнейшее увеличение времени приводит к более медленному, монотонному изменению состава поверхностных слоев. Оценку поверхностного перераспределения компонентов АМС проводили после очистки поверхности (0.5 нм), когда загрязнения и адсорбированные примеси на поверхности практически отсутствуют. Видно, что наибольшим поверхностным обогащениям при 2-х часовой выдержке
Обработка при 77 К так же влияет на пластичность образца. Если после мягких отжигов в пределах номинального аморфного состояния образцы охрупчиваются, то после обработки при азотных температурах прочность сплава даже несколько увеличилась, а пластичность не ухудшилась (таблица 1).
Поскольку электрохимические и коррозионные исследования являются структурочувствительными методами, то наблюдаемые изменения коррозионного поведения сплавов в процессе обработки могут служить косвенным подтверждением структурных превращений в АМС. (Механические и электрохимические исследования проводились на кафедре коррозии и защиты металлов МИСиС).
Результаты МД-моделирования деформации аморфной пленки
Основываясь на полученных результатах можно предположить несколько основных посылок, на основе которых в дальнейшем будет строиться модель перераспределения бора и железа в напряженной аморфной пленке.
Атомы бора (как уже отмечалось выше) собираются в кластеры (В-или Fe-B). Поэтому собственная подвижность атомов бора должна быть мала. Миграция бора возможна только в составе кластеров. В то же время в кристаллите имеется достаточное число "свободных" атомов железа. Аморфная пленка FegoB2o склонна к накоплению свободного объема при растяжении и не склонна к уменьшению свободного объема при сжатии. В связи с чем, область растяжения можно считать сильно обогащенной квазидефектами. В сжатой области, можно предположить лишь незначительное обогащение квазимеждоузельными атомами. Под квазивакансиями и квазимеждоузельными атомами понимаются дефекты описанные в работе [72]. В работе [72] точечными дефектами в аморфном теле считаются области атомного или почти атомного размера с плотностью на 10% выше (квазимеждоузельные атомы) или ниже (квазивакансии), чем средняя. Тогда в случае растяжения аморфной пленки возникает градиент распределения квазивакансий, а в случае сжатия — градиент квазимеждоузельных атомов. Разница заключается в том, что при растяжении неравномерность в распределении квазивакансий не снимается на стадии "быстрой" релаксации, а при сжатии градиент дефектов исчезает практически полностью за счет увеличения толщины пленки. Таким образом, отклик исследуемого образца на знак деформации различен. Для проверки данного утверждения был проведен еще один МД-эксперимент, имитирующий создание и растяжение аморфной пленки чистого железа. При растяжении такой аморфной пленки ее объем практически оставался неизменным за счет уменьшения толщины. Наличие большого числа квазивакансий в растянутой зоне должно привести к потоку "свободных" атомов железа. Ниже будет показана возможность движения железо-борных, кластеров навстречу потоку вакансий. Можно, также, сделать вывод, что в сжатой области не должно наблюдаться существенного перераспределения атомов в силу отсутствия быстро-диффундирующих точечных дефектов.
Таким образом, предложенный механизм диффузии качественно объясняет поведение атомов бора и железа в условиях внешних напряжений, позволяет объяснить различие между диффузией в сжатой и растянутой областях, выявить связь между коэффициентами диффузии бора и железа, оценить характерное время установления стабильного концентрационного распределения. Предложенный механизм можно развить на другие подобные аморфные и кристаллические системы.
Исходные параметры МД- моделирования низкотемпературного воздействия
В первом эксперименте методом молекулярной динамики [107, 108] исследовалась аморфная система сферической формы, состоящая из 769 атомов железа и 193 атомов бора, что соответствует составу Fegol o. Для удобства наблюдения образец был условно разбит на 7 слоев (толщина слоя около 0.3 нм), с порядковыми номерами от 0 (центр) до 6 (поверхность). В 0-4 слоях поддерживалась температура 300 К, а в слоях 5-6 температура 77 К. Резкая граница между областями с различной температурой создавала аномально высокое значение градиента температуры, что должно было активировать движение атомов металлоидов в составе кластеров. Глубина расчета составляла 60000 шагов, при шаге по времени 2 10"15 с. Для исключения влияния поверхности при компьютерном моделировании был проделан второй компьютерный эксперимент, в котором аморфная система имела циклические граничные условия (отсутствовала поверхность). В объеме исследуемого образца создавалась сферическая область внутри которой поддерживалась температура 300 К, вне этой области поддерживалась температура 77 К.
Результы МД-моделирования низкотемпературного воздействия
При используемых временах компьютерного эксперимента невозможно полностью проследить за, диффузионными процессами, однако есть надежда уловить некоторые тенденции. Результатом компьютерного моделирования [108] в первом случае явилось увеличение количества атомов бора на поверхности аморфного образца. При этом число атомов железа на поверхности практически не изменилось. Однако, относительная концентрация и того, и другого компонента изменилась соответствующим образом. На рис. 28, 29 демонстрируются результаты расчета. Хорошо заметна тенденция к увеличению относительной концентрации атомов бора на поверхности. В ходе компьютерного эксперимента было отмечено, что бор мигрирует в составе железо-борных кластеров, что подтверждается анализом рассчитанной функции радиального распределения атомов.
Результаты расчета второго вычислительного эксперимента приведены на рис. 30 и находятся в хорошем согласии с первым компьютерным экспериментом, как в предыдущем случае можно говорить только об интегральных характеристиках. Отличие эксперимента объясняется, по-видимому, отсутствием поверхности (стоков для дефектов), и наличием начального градиента концентраций
