CC BY
30
УДК 539.2:539.4
DOI: 10.20310/1810-0198-2016-21-3-1456-1460
ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЯВЛЕНИЙ АНИЗОТРОПИИ СВОЙСТВ НАНОВОЛОКОН В ПРОЦЕССЕ ДЕФОРМАЦИИ
© О.В. Яшин
Алтайский государственный технический университет им. И.И. Ползунова, г. Барнаул, Российская Федерация, e-mail: rubtsovsk@inbox.ru
В исследовании рассмотрен вопрос анизотропии свойств материалов, которая может быть обусловлена рядом факторов, таких как: различие атомного состава и плотности атомов в плоскостях, параллельных плоскости поперечного сечения бездефектного волокна (отличие наблюдается в нановолокнах <111>, <110> и <100> Ni 3Al) [1-3]; различием длин сторон элементарной ячейки по ортогональным направлениям в сплавах некубической симметрии (например, в нановолокнах <001> и <010> CuAu I) [4-8]. Следует отметить, что ряд особенностей, наблюдаемых в процессе пластической деформации, может быть объяснен преимущественно геометрией кристаллической решетки, аналогично наблюдаемым явлениям на макроуровне. В частности, описанное далее для нановолокон <111> Ni3Al формирование группы атомов, образующих участок стреловидной формы, которые одновременно смещаются на межатомное расстояние, демонстрируя при этом циклическое появление и исчезновение в нановолокне дефектов в виде атомов с ГПУ топологией по первой координационной сфере. Ключевые слова: деформация; разрушение; нановолокно; молекулярная динамика; моделирование; потенциал Морзе.
При моделировании деформации в исследуемых нановолокнах производилось периодически повторяющееся поступательное смещение атомов, составляющих абсолютно жесткие захваты вдоль оси растяжения нановолокна в противоположных направлениях друг от друга. Подробно алгоритм моделирования деформации описан в работах [1-8]. Скорость движения захватов соответствовала скорости деформации порядка 109 с-1. При деформации нановолокна на каждом шаге интегрирования производилась термостабилизация моделируемой системы по алгоритму Берендсена
[9]. Структурная перестройка атомов внутри расчетного блока кристалла была реализована методом молекулярной динамики. Для расчета взаимодействия между атомами выбраны парные потенциальные функции Морза, параметры потенциала межатомного взаимодействия между атомами были заимствованы из работы
[10]. Данный потенциал является хорошо апробированным для исследуемых материалов [10-13]. Для нановолокон ГЦК металлов использована методика анализа структуры (определения ГЦК, ГПУ и ОЦК топологии соседей на первой координационной сфере) деформированного нановолокна, предложенная в [14] и успешно примененная в работах отечественных ученых [15]. Для краткости, в работе использовали следующие обозначения видов нановолокон: в начале указывалось направление оси растяжения, затем материал, например, «нановолокно <110> Ni3Al».
Общие закономерности и явления для бездефектных нановолокон В результате исследования структурно-энергетических превращений, происходящих в нановолокнах чистых ГЦК и ГЦТ металлов в процессе высокоскоростной деформации растяжения, выявлено четыре основных стадии деформации: квазиупругая (I), пластическая (II), течения (III) и разруше-
ния (IV). На каждой стадии деформации реализовыва-лись характерные д ля нее механизмы структурно-энергетических превращений в нановолокне.
На квазиупругой стадии деформации происходило накопление вакансий, межузельных атомов и точечных дефектов замещения (ТДЗ). Количество точечных дефектов увеличивалось с ростом температуры эксперимента. Запасенная энергия деформации изменялась по параболическому закону, напряжение на захватах росло линейно, в ГЦК нановолокнах отсутствовали атомы с ГПУ топологией ближайших соседей. В конце первой стадии происходило проскальзывание частей наново-локна с образованием антифазных доменов (АФД). Границы АФД представляли собой сверхструктурные ДУ и антифазные границы (АФГ). Во время пластической деформации происходило проскальзывание блоков нановолокна преимущественно по плоскостям скольжения типа {111}. Механизмы структурно-энергетических превращений на этой стадии зависели от ориентации оси растяжения, материала нановолокна и температуры эксперимента. В исследуемых наново-локнах сплавов образовывались сверхструктурные дефекты в виде АФГ и АФД. 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. После разрушения нановолокно разделялось на две части, перестройки атомной структуры не наблюдалось. На старте релаксации путем сверхбыстрого охлаждения до 0 К в некоторых случаях происходило образование новых дефектов или упорядочение структуры. Механизмы структурно-энергетических превращений при этом зависели от температуры, материала нановолокна и ориентации оси растяжения.
2016. Т. 21, вып. 3. Физика
Сравнительный анализ показал, что на особенности структурно-энергетических превращений в бездефектных нановолокнах на всех этапах деформации влияла температура эксперимента. В бездефектных наново-локнах длительность первого этапа деформации и величина относительной деформации, соответствующая окончанию данного этапа, уменьшались с ростом температуры. С увеличением температуры эксперимента снижалось значение предела текучести нановолокнах.
На примере нановолокон Ni3Al с ориентациями осей растяжения в направлениях <001>, <110> и <111> при температуре 300 К показано, что скорость деформации оказывает непосредственное влияние на особенности структурно-энергетических превращений в процессе одноосного растяжения, величину предела текучести и длительность первой стадии деформации. Величина предела текучести прямо пропорциональна скорости деформации. Подобные закономерности были установлены для ГЦК Au в работе [16]. С увеличением скорости деформации увеличивалось значение относительной деформации, при которой достигалось максимальное напряжение на захватах. При самой высокой из рассматриваемых скоростей деформации, составляющей порядка 1010 с-1, вместо скольжения по плоскостям наиболее плотной упаковки при температуре 300 К наблюдалось разрушение структуры нановолок-на.
Выявленные отличия для бездефектных нановолокон N13AI. Размеры нановолокон составляли от 9270 до 13050 атомов. Плоскости боковых граней выбирались с наиболее плотной упаковкой, т. к. данное расположение атомов является наиболее энергетически выгодным, а следовательно, наиболее устойчивым. Температура в компьютерном эксперименте устанавливалась равной 10, 300 или 1400 К (т. е. близкой к температуре плавления Ni3Al). Суммарная скорость движения захватов составляла 20 м/с и соответствовала скорости деформации от 2,29-109 до 3,39 109 с-1 в зависимости от длины исследуемого нановолокна. В результате исследования структурно-энергетических превращений, происходящих в нановолокнах ГЦК ин-терметаллида Ni3Al в процессе высокоскоростной деформации растяжения, выявлены четыре стадии деформации, перечисленные выше.
Ориентация оси растяжения нановолокна оказывала непосредственное влияние на особенности структурно-энергетических превращений в нановолокнах Ni3Al на второй стадии деформации в процессе одноосного растяжения.
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 сверхструктурные ДУ и АФГ. При температурах 10 и 300 К в начале второй стадии деформации на боковой поверхности нановолокна видны линии скольжения, расположенные под углом 35-45° к оси растяжения.
При ориентации оси растяжения в направлении <110> некоторые АФД образовывались путем поворота участков нановолокон.
В случае ориентации оси растяжения в направлении <111> при температурах 10 и 300 К наблюдалось повторяющееся восстановление кристаллической структуры с исчезновением ДУ.
Таблица 1
Длительность этапов деформации нановолокон с осями растяжения <100> (<010>) и <001> СиАи I при температурах 10, 300 и 600 К
Направление прилагаемой нагрузки T, К Max напряжение на захватах, ГПа Номер этапа деформации
I | II | III
Длительность этапа, пс
<100> (<010>) 10 8,5 70 225 100
<100> (<010>) 300 10,2 55 245 65
<100> (<010>) 600 11,5 50 285 55
<001> 10 14,5 58 (77) 147 50 (97)
<001> 300 13,2 55 (75) 185 50 (150)
<001> 600 11,6 43 (70) 157 200 (175)
В результате движения атомных блоков, атомы, изначально располагавшиеся в одной плоскости (111), перестраивались и располагались в нескольких параллельных плоскостях (111). Наиболее значительное расщепление плоскостей семейства {111} происходило в центральной части нановолокна. Ближе к захватам от плоскостей {111} отделялись единичные атомы вблизи поверхности.
Выявленные отличия для бездефектных нановолокон <100> и <001> CuAu I. Исследование структурно-фазовых изменений, протекающих на атомном уровне в нановолокнах сплава СиАи I со сверхструктурой L10, при их деформации в направлениях <100> и <001> производились при температурах 10, 300 и 600 К (близкая к температуре плавления СиАи I). Получены значения длительности этапов деформации для нано-волокон с осями растяжения в направлениях <001> и <100> (<010>).
Для бездефектных нановолокон <100> СиАи I наблюдается классическая обратная зависимость максимального напряжения на захватах от температуры эксперимента. В то же время прямая зависимость значения максимального напряжения на захватах от температуры для нановолокон <100> (<010>) СиАи I может быть объяснена обнаруженными особенности структурно-энергетических превращений, которые не характерны для нановолокон СиАи I, деформируемых в направлении <001> и для нановолокон ГЦК металлов [1-3]. Особенности структурно-энергетических превращений нановолокон <100> (<010>) СиАи I проявляются следующим образом: на первой стадии деформации наблюдается расщепление биатомных плоскостей семейства {100} ({010}) на две моноатомные плоскости, на второй стадии деформации происходит поворот центрального участка нановолокна и образование С-до-мена. Ввиду различия в расстояниях между атомными слоями в направлениях <100> и <010> на первой стадии наблюдалось последовательное расщепление атомных плоскостей семейства {100} на моноатомные плоскости, что привело к значительному (по сравне-
нию с ориентацией оси деформации в направлении <001>) удлинению нановолокна на первой стадии без начала пластической деформации. Расщепление плоскостей семейства {100} на моноатомные наиболее интенсивно происходит в центральной части нановолокна. К окончанию первой стадии деформации расщепление плоскостей семейства {100} начинает происходить вблизи жестких захватов, что приводит в образованию трещины на границе раздела между абсолютно жесткими захватами и расчетным блоком нановолокна. В конце первой стадии деформации вблизи захватов регистрируются значительные атомные смещения. Напряжение на захватах достигает 8,4 ГПа.
Наиболее существенные различия, наблюдаемые в процессе структурно-энергетических превращений нановолокон CuAu I, были следующими.
1. Откольная прочность (максимальное напряжение в конце первой стадии деформации) при всех рассматриваемых температурах выше для нановолокон с ориентацией оси растяжения в направлении <001>, чем для нановолокон <100> (<010>). Величина разницы откольных прочностей уменьшается с ростом температуры и практически совпадает при 600 К.
2. Длительность первого этапа деформации для нановолокон с ориентацией оси растяжения <001> больше, чем для нановолокон с ориентацией оси де-формации< 100> (<010>).
3. Длительность второго этапа деформации для нановолокон рассматриваемых ориентаций при температуре 10 К практически совпадает. При температурах 300 и 600 К длительность второго этапа деформации нановолокон <001> CuAu I меньше, чем <100> (010) CuAu I.
4. Для нановолокон <100> (<010>) CuAu I выявлены особенности структурно-энергетических превращений, которые проявляются следующим образом: на первой стадии деформации наблюдается расщепление биатомных плоскостей семейства {100} ({010}) на две моноатомные плоскости, на второй стадии деформации происходит поворот центрального участка нановолок-на и образование C-домена.
Полученные результаты пп. 1-4 согласуются с данными моделирования, полученными ранее для ГЦК нановолокон в работах [1-3].
При внесении вакансий в изначально бездефектное нановолокно наблюдалось уменьшение величины предела текучести с увеличением концентрации вакансий при температурах 10, 300 и 600 К. Данные результаты хорошо согласуются с полученными для нановолокон сплава Ni3Al [3].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Старостенков М.Д., Сосков А.А., Яшин А.В., Яшин О.В. Исследование зависимости предела текучести от температуры на примере бездефектных нановолокон чистых металлов Ni и Al и интерме-таллида NißAl // Наноинженерия. 2015. № 1 (43). С. 30-33.
2. Старостенков М.Д., Синица Н.В., Яшин А.В. Структурная перестройка в нановолокне NißAl, содержащем планарные неконсервативные антифазные границы, при высокоскоростной одноосной
деформации растяжения // Вестник Тамбовского университета. Серия Естественные и технические науки. Тамбов, 2010. Т. 15. Вып. 3. С. 1072-1073.
3. Яшин А.В. Исследование особенностей и стадий деформации нановолокон ряда металлов и сплава NÍ3AI на основе ГЦК решетки: дис. ... канд. физ.-мат. наук. Барнаул, 2010. 221 с.
4. Starostenkov M., Yashin A., Sinica N. Structural transformation in nanowires CuAu I with superstructure of L1o of tetragonal symmetry at uni-axial tension deformation // Key Engineering Materials. 2014. Т. 592-593. С. 51-54.
5. Яшин А.В., Старостенков М.Д., Сосков А.А., Синица Н.В. Структурная перестройка в нановолокне CuAu I при одноосной деформации растяжения в направлении <100> // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2012. Т. 9. № 4-2. С. 640645.
6. Яшин А.В., Чаплыгина А.А., Старостенков М.Д., Маркидонов А.В., Синица Н.В., Мясниченко В.С., Сосков А.А. Структурная перестройка в нановолокне CuAu I при одноосной деформации растяжения в направлении <001> // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2013. Т. 10. № 1. С. 93-97.
7. Яшин А.В., Романовский С.А., Старостенков М.Д. Структурная перестройка в нановолокне CuAu I при одноосной деформации растяжения // Вестник Тамбовского университета. Серия Естественные и технические науки. Тамбов, 2013. Т. 18. Вып. 4. Ч. 2. С. 2011-2014.
8. Старостенков М.Д., Яшин А.В., Синица Н.В. Структурная трансформация нановолокна CuAu I со сверхструктурой L1o тетрагональной симметрии при одноосной деформации растяжения // Письма о материалах. 2013. Т. 3. № 1. С. 45-49.
9. Berendsen H.J.C. et al. Molecular-dynamics with coupling to an external bath // J. Chem. Phys. 1984. V. 81. № 8. P. 3684-3690.
10. Tsaregorodtsev A.I., Gorlov, N.V., Dem'yanov B.F., Starostenkov M.D. Atomic structure of antiphase boundaries and its impact on the lattice near the dislocations in ordered alloys with a superstructure L12 // Physics of Metals and Metallography. 1984. V. 58. № 2. P. 336-343.
11. Захаров П.В., Старостенков М.Д., Ерёмин А.М., Маркидонов А.В. Поведение нелинейной локализованной моды вблизи комплексов вакансий в кристалле Pt3Al // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2014. Т. 11. № 2. С. 260-265.
12. Старостенков М.Д. Кристаллогеометрическое описание планар-ных дефектов в сверхструктурах: автореф. дис. ... д-ра физ.-мат. наук. Барнаул, 1994.
13. Маркидонов А.В., Старостенков М.Д., Павловская Е.П., Яшин А.В., Медведев Н.Н., Захаров П.В. Структурная трансформация вакан-сионных пор в деформированном кристалле под воздействием ударных волн // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2013. Т. 10. № 4. С. 563-571.
14. Van Swygenhoven H., Farkas D., Caro A. Grain-boundary structures in polycrystalline metals at the nanoscale // Phys. Rev. B. 2000. V. 62. № 2. P. 831-838.
15. Псахье С.Г., Зольников К.П., Крыжевич Д.С., Липницкий А.Г. Молекулярно-динамическое исследование возможности термо-флуктуационного механизма генерации структурных дефектов при высокоскоростной деформации // Письма в ЖТФ. 2006. Т. 32. № 3. С. 14-18.
16. Koh S.J.A., Lee H.P. Molecular dynamics simulation of size and strain rate dependent mechanical response of FCC metallic nanowires // Na-notechnology. 2006. V. 17. P. 3451-3467.
БЛАГОДАРНОСТИ:
1. Автор выражает благодарность своему научному руководителю доктору физико-математических наук, профессору, заведующему кафедры «Физика» Алтайского государственного технического университета, заслуженному деятелю науки Российской Федерации Старостенкову Михаилу Дмитриевичу.
2. Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (гранты № 15-58-04033 Бел_мол_а, 14-08-90416 Укр_А, 15-48-04127 р_Сибирь_а).
Поступила в редакцию 10 апреля 2016 г.
2016. T. 21, Bhm. 3. ®H3HKa
UDC 539.2:539.4
DOI: 10.20310/1810-0198-2016-21-3-1456-1460
THE INVESTIGATION OF NANOWIRES ANISOTROPY DURING DEFORMATION
© O.V. Yashin
Altay State Technical University named after I.I. Polzunov, Barnaul, Russian Federation,
e-mail: rubtsovsk@inbox.ru
The study considered the anisotropy of nonmaterial's properties, which can be caused by a number of factors such as: the difference between the atomic composition and density of the atoms in the planes parallel to the cross-sectional plane in defect-free nanowires (unlike observed in nanowires <111>, <110> and <100> of Ni3Al); the difference in the lengths of the sides of the unit cell in orthogonal directions in alloys of non-cubic symmetry (such as nanowires <001> and <010> CuAu I). It should be noted that a number of the features observed in the process of plastic deformation, can be explained mainly lattice geometry, similar to the observed phenomena at the macro level. In particular, as described in this article, for nanowires <111> Ni3Al formation of a group of atoms forming the arrow shaped section, which at the same time move on the interatomic distance, demonstrating a cyclical appearance and disappearance in nanowires defects in the form of atoms with face-centered close-packed lattice topology which described for the first coordination sphere. Change of plasticity metal glasses under action hydrogen saturation is investigated.
Key words: deformation; fracture; nanowires; molecular dynamic; simulation modeling; Morse potential.
REFERENCES
1. Starostenkov M.D., Soskov A.A., Yashin A.V., Yashin O.V. Issledovanie zavisimosti predela tekuchesti ot temperatury na primere bezdefektnykh nanovolokon chistykh metallov Ni i Al i intermetallida Ni3Al. Nanoinzheneriya — Nanoengineering, 2015, no. 1 (43), pp. 30-33.
2. Starostenkov M.D., Sinitsa N.V., Yashin A.V. Strukturnaya perestroyka v nanovolokne Ni3Al, soderzhashchem planarnye nekonserva-tivnye antifaznye granitsy, pri vysokoskorostnoy odnoosnoy deformatsii rastyazheniya. Vestnik Tambovskogo universiteta. Seriya
Estestvennye i tekhnicheskie nauki — Tambov University Reports. Series: Natural and Technical Sciences. Tambov, 2010, vol. 15, no. 3, pp. 1072-1073.
3. Yashin A.V. Issledovanie osobennostey i stadiy deformatsii nanovolokon ryada metallov i splava Ni3Al na osnove GTsK reshetki. Dissertatsiya ... kandidata fiziko-matematicheskikh nauk. Barnaul, 2010. 221 p.
4. Starostenkov M., Yashin A., Sinica N. Structural transformation in nanowires CuAu I with superstructure of L10 of tetragonal symmetry at uni-axial tension deformation. Key Engineering Materials, 2014, vol. 592-593, pp. 51-54.
5. Yashin A.V., Starostenkov M.D., Soskov A.A., Sinitsa N.V. Strukturnaya perestroyka v nanovolokne CuAu I pri odnoosnoy deformatsii rastyazheniya v napravlenii <100>. Fundamental'nye problemy sovremennogo materialovedeniya — Basic Problems of Material Science, 2012, vol. 9, no. 4-2, pp. 640-645.
6. Yashin A.V., Chaplygina A.A., Starostenkov M.D., Markidonov A.V., Sinitsa N.V., Myasnichenko V.S., Soskov A.A. Strukturnaya perestroyka v nanovolokne CuAu I pri odnoosnoy deformatsii rastyazheniya v napravlenii <001>. Fundamental'nye problemy sovremennogo materialovedeniya — Basic Problems of Material Science, 2013, vol. 10, no. 1, pp. 93-97.
7. Yashin A.V., Romanovskiy S.A., Starostenkov M.D. Strukturnaya perestroyka v nanovolokne CuAu I pri od-noosnoy deformatsii rast-yazheniya. Vestnik Tambovskogo universiteta. Seriya Estestvennye i tekhnicheskie nauki — Tambov University Reports. Series: Natural and Technical Sciences. Tambov, 2013, vol. 18, no. 4, ch. 2, pp. 2011-2014.
8. Starostenkov M.D., Yashin A.V., Sinitsa N.V. Strukturnaya transformatsiya nanovolokna CuAu I so sverkh-strukturoy L10 tetra-gonal'noy simmetrii pri odnoosnoy deformatsii rastyazheniya. Pis'ma o materialakh — Letters on Materials, 2013, vol. 3, no. 1, pp. 4549.
9. Berendsen H.J.C. et al. Molecular-dynamics with coupling to an external bath. J. Chem. Phys, 1984, vol. 81, no. 8, pp. 3684-3690.
10. Tsaregorodtsev A.I., Gorlov, N.V., Dem'yanov B.F., Starostenkov M.D. Atomic structure of antiphase boundaries and its impact on the lattice near the dislocations in ordered alloys with a superstructure L12. Physics of Metals and Metallography, 1984, vol. 58, no. 2, pp. 336-343.
11. Zakharov P.V., Starostenkov M.D., Eremin A.M., Markidonov A.V. Povedenie nelineynoy lokalizovannoy mody vblizi kompleksov vakansiy v kristalle Pt3Al. Fundamental'nye problemy sovremennogo materialovedeniya — Basic Problems of Material Science, 2014, vol. 11, no. 2, pp. 260-265.
12. Starostenkov M.D. Kristallogeometricheskoe opisanie planarnykh defektov v sverkhstrukturakh. Avtoreferat dissertatsii ... doktora fiziko-matematicheskikh nauk. Barnaul, 1994.
13. Markidonov A.V., Starostenkov M.D., Pavlovskaya E.P., Yashin A.V., Medvedev N.N., Zakharov P.V. Struktur-naya transformatsiya vakansionnykh por v deformirovannom kristalle pod vozdeystviem udarnykh voln. Fundamental'nye problemy sovremennogo materia-lovedeniya — Basic Problems of Material Science, 2013, vol. 10, no. 4, pp. 563-571.
14. Van Swygenhoven H., Farkas D., Caro A. Grain-boundary structures in polycrystalline metals at the nanoscale. Phys. Rev. B., 2000, vol. 62, no. 2, pp. 831-838.
15. Psakh'e S.G., Zol'nikov K.P., Kryzhevich D.S., Lipnitskiy A.G. Molekulyarno-dinamicheskoe issledovanie vozmozhnosti termofluktuat-sionnogo mekhanizma generatsii strukturnykh defektov pri vysokoskorostnoy deformatsii. Pis'ma v Zhurnal tehnicheskoj fiziki - JETP Letters, 2006, vol. 32, no. 3, pp. 14-18.
16. Koh S.J.A., Lee H.P. Molecular dynamics simulation of size and strain rate dependent mechanical response of FCC metallic nanowires.
Nanoinzheneriya — Nanoengineering, 2006, vol. 17, pp. 3451-3467.
GRATITUDE:
1. The author gives gratitude to the scientific advisor doctor of physics and mathematics, professor, head of Physics Department of Altay State Technical University named after I.I. Polzunov, honoured worker of science of Russian Federation Starostenkov Mikhail Dmitrievich
2. The work is fulfilled under financial support of Russian Fund of Fundamental Research (grants no. 15-58-04033 Бел_мол_а, 14-08-90416 Укр_А, 15-48-04127 р_Сибирь_а).
Received 10 April 2016
Яшин Олег Вячеславович, Алтайский государственный технический университет им. И.И. Ползунова, г. Барнаул, Российская Федерация, аспирант, кафедра «Физика», e-mail: rubtsovsk@inbox.ru
Yashin Oleg Vyacheslavovich, Altay State Technical University named after I.I. Polzunov, Barnaul, Russian Federation, Post-graduate Student, Physics Department, e-mail: rubtsovsk@inbox.ru
