Заказать курсовые, контрольные, рефераты...
Образовательные работы на заказ. Недорого!

Исследование особенностей и стадий деформации нановолокон ряда металлов и сплава Ni3AL на основе ГЦК решетки

Диссертация: Исследование особенностей и стадий деформации нановолокон ряда металлов и сплава Ni3AL на основе ГЦК решетки
ДиссертацияПомощь в написанииУзнать стоимостьмоей работы

В науке о материалах очень важное место отводится задаче конструирования новых видов материалов с заранее заданными свойствами, которые зависят от компонент, входящих в состав, строения материала на различных уровнях, формы образца и режима эксплуатации. В связи с этим появилась новая область на стыке науки и техники — нанотехнологш. Впервые этот термин был использован К. Танигучи в 1974 году… Читать ещё >

Содержание

  • I. ИССЛЕДОВАНИЕ ОСОБЕННОСТЕЙ И СТАДИЙ ДЕФОРМАЦИИ НАНОВОЛОКОН РЯДА МЕТАЛЛОВ И СПЛАВА NI3AL НА ОСНОВЕ ГЦК РЕШЕТКИ
    • 1. 1. Виды наноматериалов, применяемых в промышленности
      • 1. 1. 1. Применение наноматериалов
      • 1. 1. 2. Способы промышленного и лабораторного производства наноматериалов
      • 1. 1. 3. Получение композитных материалов
      • 1. 1. 4. Влияние наноматериалов на биологические системы
    • 1. 2. Экспериментальные методы исследования наноматериалов
    • 1. 3. Компьютерное моделирование при исследовании свойств материалов
    • 1. 4. Методы компьютерного моделирования при изучении деформации нанообъектов
    • 1. 5. Результаты компьютерных исследований деформации в наноматериалах
      • 1. 5. 1. Деформация нанообъектов чистых металлов
      • 1. 5. 2. Деформация неметаллических нановолокон
      • 1. 5. 3. Деформация поликристаллических нановолокон
      • 1. 5. 4. Деформация наноматериалов на основе Ni, А1 и их сплавов
    • 1. 6. Постановка задачи
  • II. ПОСТРОЕНИЕ КОМПЬЮТЕРНОЙ МОДЕЛИ
    • 2. 1. Модель эксперимента
    • 2. 2. Обоснование выбора потенциалов межатомного взаимодействия
    • 2. 3. Выбор ориентации нановолокон и боковых граней
      • 2. 3. 1. Нановолокна с ориентацией оси растяжения в направлении <001>
      • 2. 3. 2. Нановолокна с ориентацией оси растяжения в направлении <110>
      • 2. 3. 3. Нановолокна с ориентацией оси растяжения в направлении <111>
    • 2. 4. Методика анализа структуры деформированного нановолокна
    • 2. 5. Формулы расчета исследуемых величин и визуализаторы
  • III. ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРНО-ЭНЕРГЕТИЧЕСКИХ ПРЕВРАЩЕНИЙ, ПРОИСХОДЯЩИХ В ПРОЦЕССЕ ДЕФОРМАЦИИ НАНОВОЛОКОН ЧИСТЫХ МЕТАЛЛОВ
    • 3. 1. Стадийность структурно-энергетических превращений в нановолокнах чистых металлов с ГЦК решеткой
    • 3. 2. Деформация нановолокон чистых металлов в направлении <001>
      • 3. 2. 1. Деформация нановолокон Ni в направлении <001>
      • 3. 2. 2. Деформация нановолокон А1 в направлении <001>
    • 3. 3. Деформация нановолокон чистых металлов в направлении <110>
      • 3. 3. 1. Деформация нановолокон Ni в направлении <110>
      • 3. 3. 2. Деформация нановолокон А1 в направлении <110>
    • 3. 4. Деформация нановолокон чистых металлов в направлении <111>
      • 3. 4. 1. Деформация нановолокон Ni в направлении <111>
      • 3. 4. 2. Деформация нановолокон А1 в направлении <111>
    • 3. 5. Сравнение значений пределов текучести при деформации нановолокон Ni и А1 с данными других моделей

Исследование особенностей и стадий деформации нановолокон ряда металлов и сплава Ni3AL на основе ГЦК решетки (реферат, курсовая, диплом, контрольная)

В науке о материалах очень важное место отводится задаче конструирования новых видов материалов с заранее заданными свойствами, которые зависят от компонент, входящих в состав, строения материала на различных уровнях, формы образца и режима эксплуатации. В связи с этим появилась новая область на стыке науки и техники — нанотехнологш. Впервые этот термин был использован К. Танигучи в 1974 году на конференции Японского общества точного машиностроения [1]. Автор доклада предсказал переход к обработке материалов с ультравысокой точностью, а термин «нанотехнология» определил, как междисциплинарную технологию, позволяющую производить манипуляцию с объектами от 0,1 до 100 нм. Понятие нанотехнологий развивалось и в 80-е гг. 20 в. Г. Глейтер обратил внимание на уникальность свойств материалов, состоящих из кристаллитов наномасштабного размера [2]. В рамках данного подхода нанотехнология — это область науки и техники, изучающая влияние наноразмерных частиц и наноструктур, входящих в состав материала, на его физические свойства [3].

В соответствии с изложенными подходами к определению нанотехнологии, в настоящее время наноматериалами условно принято считать материалы, свойства которых определяются элементами строения с размерами менее чем 100 нм. Таким образом, наноматериалами называют не только наноразмерные частицы, но и материалы, созданные с их участием. Строительными блоками для наноматериалов могут быть зерна чистых металлов или сплавов и нановолокна [4]. Объекты для исследования в данной работе — это нановолокна металлов и сплавов на основе ГЦК решетки. Под нановолокном понимают протяженный монокристалл, в кристаллической решётке которого практически отсутствуют дефекты. Отметим, что в литературе встречается другой термин для обозначения данных объектовнанопроволока, однако в работе мы будем использовать термин — нановолокно.

Свойства материалов на макрои наноуровнях часто отличаются [5−9]. Например, прочность нановолокон в десятки раз выше, чем у обычных образцов. В ряде случаев встречается явление эффекта памяти формы, которое не наблюдается на макроуровне. Механизмы структурно-энергетических превращений в различных режимах деформации определяют прочностные свойства материалов, то есть свойства твердых тел сопротивляться разрушению и необратимому изменению формы [10,11]. Таким образом, задача изучения механизмов структурно-энергетических превращений, происходящих в процессе высокоскоростной деформации нановолокон чистых металлов и сплавов, интересна с точки зрения развития теоретических представлений о свойствах нанообъектов и создания новых видов наноматериалов с заданными свойствами.

Известно, что в результате структурно-энергетических превращений в процессе деформации чистых металлов и сплавов могут образовываться дефекты структуры различных типов:

• Точечные или нульмерные дефекты — вакансии, межузельные атомы, пары Френкеля.

• Планарные дефекты — дефекты упаковки (ДУ), границы зерен, двойники [12,13].

В нановолокнах упорядоченных сплавов и интерметалл и дов образуются сверхструктурные дефекты — точечные дефекты замещения, антифазные границы (АФГ), антифазные домены (АФД), сверхструктурные дефекты упаковки (СДУ).

Известно, что структурно-энергетические превращения в процессе деформации имеют свою стадийность [14,15]. Каждая стадия отличается типом образующихся дефектов и характером взаимодействия между ними.

При исследовании структурно-энергетических превращений в процессе деформации используют три основных подхода: теоретические расчеты, реальный эксперимент и компьютерное моделирование [7,16−21]. Данные подходы развиваются согласованно, дополняя друг друга необходимыми данными. Компьютерная модель может служить, с одной стороны средством для апробации теоретических представлений, а с другой стороны объяснять или прогнозировать явления, еще не отраженные в теоретических и экспериментальных работах.

В последние пять лет в научной литературе отмечается рост публикаций посвященных исследованию с привлечением ЭВМ структурноО энергетических превращений в процессе высокоскоростной деформации (10 -Ю10 с" 1) нановолокон на основе чистых металлов, таких как золото, серебро, никель, алюминий и др. Однако, мало исследованными остаются свойства нановолокон интерметаллидов, в частности Ni3Al. Данный материал обладает положительной температурной зависимостью предела текучести. При деформации в таких сплавах может происходить сочетание структурных и сверхструктурных изменений, обуславливающих различные эффекты.

В связи с изложенным, представленное исследование, с привлечением метода молекулярной динамики, структурно-энергетических превращений в нановолокнах чистых ГЦК металлов Ni, А1 и сплава Ni3Al в процессе высокоскоростной деформации является актуальным.

Цель работы заключается в исследовании методами компьютерного моделирования структурной перестройки нановолокон, подвергнутых высокоскоростной деформации. Для достижения указанной цели в работе ставились следующие задачи:

1. Исследовать основные стадии структурно-энергетических превращений, происходящих в нановолокне в процессе высокоскоростной одноосной деформации.

2. Выявить механизмы, реализующие структурно-энергетические превращения в нановолокне, характерные для конкретной стадии деформации.

3. Оценить влияние температуры на особенности структурно-энергетических превращений в нановолокнах на различных стадиях деформации.

4. Оценить влияние формы нановолокна и ориентации оси растяжения на особенности структурно-энергетических превращений в процессе одноосного растяжения.

5. Дать сравнительный анализ структурно-энергетических превращений, имеющих место при одноосном растяжении нановолокон чистых металлов Ni, А1 и интерметаллида Ni3Al.

Научная новизна диссертационной работы заключается в том, что методом молекулярной динамики на атомном уровне исследованы основные стадии структурно-энергетических превращений, происходящих в нановолокнах Ni, А1 и Ni3Al в процессе высокоскоростной деформации растяжения, при различных температурах. Выявлены механизмы, реализующие структурно-энергетические превращения, характерные для каждой стадии. Показано, что ориентация оси растяжения нановолокна влияет на особенности структурно-энергетических превращений на второй стадии деформации: в нановолокнах с ориентацией оси растяжения <111> происходит рекристаллизация, в нановолокнах с ориентацией оси растяжения <110> наблюдается поворот участков нановолокна с образованием субструктурных блоков (чистые металлы) и антифазных доменов (сплавы). Выявлено влияние температуры на длительность первой стадии деформации, количество точечных дефектов, образующихся на первой стадии деформации, и величину предела текучести. На примере нановолокон Ni3Al показано, что изменение скорости деформации приводит к изменению величины предела текучести и относительной деформации в конце первой стадии. Установлено, что наибольшая скорость нарушения ближнего порядка в процессе деформации нановолокон Ni3Al наблюдается при ориентации оси растяжения вдоль направления <110>, а наименьшая при ориентации оси растяжения вдоль направления <001>.

Настоящая диссертация состоит из введения, четырех глав и заключения.

4.7. Основные выводы.

1. В результате исследования структурно-энергетических превращений происходящих в нановолокнах ГЦК интерметаллида Ni3Al в процессе высокоскоростной деформации растяжения, как и в случае чистых металлов, выявлено четыре основных стадии деформации: квазиупругая, пластическая, течения и разрушения.

2. На каждой стадии деформации нановолокон Ni3Al реализовывались характерные для нее механизмы структурно-энергетических превращений в нановолокне: а) На квазиупругой стадии деформации происходило накопление вакансий, межузельных атомов и ТДЗ. Количество точечных дефектов увеличивалось с ростом температуры эксперимента. Запасенная энергия деформации изменялась по параболическому закону, напряжение на захватах росло линейно. В нановолокне отсутствовали атомы с ГПУ топологией ближайших соседей. В конце первой стадии происходило проскальзывание частей нановолокна с образованием АФД. Границы АФД представляли собой сверхструктурные ДУ и АФГ. б) Во время пластической деформации происходило скольжение участков 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 нановолокнах Ni3Al образовывались сверхструктурные дефекты — АФГ и АФД. в) На стадии течения перестройка атомной структуры происходила преимущественно в области шейки, образовавшейся в конце второй стадии. Величины запасенной энергии деформации и напряжения на захватах изменялись на данной стадии незначительно. г) После разрушения нановолокно разделялось на две части, перестройки атомной структуры не наблюдалось. На старте релаксации атомного блока нановолокна путем сверхбыстрого охлаждения до О К в некоторых случаях происходило образование новых дефектов или упорядочение структуры. Механизмы структурно-энергетических превращений при этом зависели от температурного режима, материала нановолокна и ориентации оси растяжения.

3. Ориентация оси растяжения нановолокна оказывала непосредственное влияние на особенности структурно-энергетических превращений в нановолокнах Ni3AI на второй стадии деформации в процессе одноосного растяжения: а) В случае ориентации оси растяжения в направлении <001> в нановолокнах наблюдалось скольжение атомных блоков нановолокна 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. б) При ориентации оси растяжения в направлении <110> некоторые антифазные домены образовывались путем поворота участков нановолокон. в) В случае ориентации оси растяжения в направлении <111> при температурах 10 К и 300 К наблюдалось повторяющееся восстановление кристаллической структуры с исчезновением ДУ. Длительность периодов, в течение которых структура нановолокна не разрушалась после рекристаллизации, и частота рекристаллизаций зависели от температуры и материала нановолокна.

4. На особенности структурно-энергетических превращений в нановолокнах Ni3Al на всех этапах деформации влияла температура эксперимента: а) Длительность первого этапа деформации и величина относительной деформации, соответствующая окончанию данного этапа, уменьшались с ростом температуры, что характерно и для нановолокон чистых металлов. б) Как и в нановолокнах чистых металлов, с ростом температуры среднее количество атомов с промежуточной топологией ближайших соседей в процессе высокоскоростной деформации увеличивалось. Данные атомы представляют собой большей частью атомы, сместившиеся в пространство между кристаллографическими плоскостями и образовавшие тем самым межузельные атомы, вакансии и точечные дефекты замещения. в) Величина температуры влияла на то, как часто в ходе второй стадии деформации происходила рекристаллизация (исчезновение ДУ) нановолокон Ni3Al с ориентацией оси растяжения <111>. Как и в нановолокнах Ni при температуре 300 К частота их появления значительно ниже (через 23−72 пс), чем при температуре 10 К (через 10−30 пс). При температурах 10 К и 300 К, как и в случае нановолокон Ni, длительность периодов в которые не образовывались новые атомы с ГПУ топологией после восстановления структуры нановолокна существенно не отличалась. г) Как и в нановолокнах чистых металлов, с увеличением температуры эксперимента снижалось значение предела текучести.

5. Сравнительный анализ показал, что структурно-энергетические превращения на второй стадии деформации, имеющие место при одноосном растяжении нановолокон Ni3Al, Ni и А1 могут быть обусловлены свойствами материала: а) При температурах 10 К и 300 К в результате структурно-энергетических превращений в процессе деформации в нановолокнах <001> А1 и <001> Ni образовывались структурные дефекты — дефекты упаковки и двойники, в нановолокнах <001> Ni3Al образовывались сверхструктурные дефекты в виде АФД и АФГ. При температуре 300 К в начале второй стадии деформации на поверхности нановолокна <001 > А1 образовывалась полоса из нескольких параллельных линий скольжения, в остальных случаях при температурах 10 и 300 К образовывались единичные линии скольжения. б) При температуре 1300 К в нановолокнах <001> Ni и Ni3Al образовывались «ступеньки» двойников в результате перестройки атомов, изначально располагавшихся в плоскостях типа {110}, параллельных оси растяжения. С увеличением деформации количество двойников увеличивалось. Разрушение нановолокон Ni3Al происходило в центральной части волокна, нановолокна Ni разрушались в области между «ступеньками» и абсолютно жестким захватом. В нановолокнах <001> А1 из-за большой подвижности атомов нановолокна, атомы смещались блоками геометрически неправильной формы, смещения атомов были обусловлены действием деформирующей нагрузки. в) При температурах 10 и 300 К в нановолокнах <110> Ni и <110> А1 путем поворота участков образовывались и увеличивались в размерах субструктурные блоки. В нановолокнах <110> Ni3Al при повороте участков образовывались АФД. При температуре 10 К граница субструктурного блока А1 была образована двумя пересекающимися плоскостями типа {111), в то время как границы блоков в нановолокне Ni и АФД в нановолокнах Ni3Al были параллельны друг другу и образованы строго одной плоскостью типа {111}. г) Максимальная длительность периодов, во время которых структура нановолокна не претерпевала изменений после рекристаллизации (исчезновения ДУ) при температурах 10 К и 300 К, в нановолокнах <111> А1 в 2,0−2,5 раза больше, чем в нановолокнах <111> Ni и <111> Ni3Al. д) Значение предела текучести для нановолокон Ni и Ni3Al были в 1,9−3,0 раза больше соответствующих значений для нановолокон А1, что согласуется с соотношением объемных модулей упругости для данных материалов. Значения пределов текучести совпали с данными, полученными в рамках других моделей.

6. На примере нановолокон Ni3Al показано, что скорость деформации оказывала непосредственное влияние на особенности структурно-энергетических превращений на первой стадии деформации в процессе одноосного растяжения, величину предела текучести и длительность первой стадии деформации: а) Величина предела текучести прямо пропорциональна скорости деформации. б) С увеличением скорости деформации увеличивалось значение относительной деформации, при которой достигалось максимальное напряжение на захватах. в) При самой высокой из рассматриваемых скоростей деформации, составляющей порядка Ю10 с" 1, вместо скольжения по плоскостям наиболее плотной упаковки при температуре 300 К наблюдалось разрушение структуры нановолокна.

7. На примере нановолокон Ni3Al показано, что скорость нарушения ближнего порядка в результате структурно-энергетических превращений в процессе деформации, зависит от ориентации оси растяжения. При температурах 10 К и 300 К наибольшее нарушение ближнего порядка в ГЦК области происходило в нановолокнах с ориентацией оси растяжения <110>, наименьшее в нановолокнах с ориентацией оси растяжения <001>. При температуре 1300 К ориентация оси растяжения не оказывала влияния на скорость нарушения ближнего порядка атомов в ГЦК области.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

.

В результате исследований структурно-энергетических превращений в процессе деформации растяжения нановолокон ГЦК металлов выявлены четыре стадии структурно-энергетических превращений: квазиупругая, пластическая, течения и разрушения.

На первой стадии деформации происходит накопление точечных дефектов. В нановолокнах чистых металлов образуются вакансии и междоузлия. В нановолокнах сплавов образуются сверхструктурные дефекты в виде ТДЗ. Количество точечных дефектов, образующихся на первой стадии деформации, увеличивается с ростом температуры эксперимента. Первая стадия структурно-энергетических превращений в процессе деформации заканчивается проскальзыванием частей нановолокна с образованием субструктурных блоков (чистые металлы) и АФД (сплав). Границы блоков составляют ДУ, границы доменов — сверхструктурные ДУ и АФГ.

Температура эксперимента влияет на характер структурно-энергетических превращений на всех этапах деформации. С увеличением температуры уменьшалась длительность первой стадии деформации и величина предела текучести.

Величина предела текучести и относительной деформации в конце первой стадии возрастает с увеличением скорости деформации.

Обнаружено, что на особенности структурно-энергетических превращений в нановолокнах ГЦК металлов на второй стадии деформации влияет ориентация оси растяжения и форма нановолокна. В случае ориентации оси растяжения в направлении <001> в начале второй стадии деформации на боковой поверхности нановолокон образуются линии скольжения, расположенные под углом 35−45° к оси растяжения. При ориентации оси растяжения в направлении <110> субструктурные блоки (чистые металлы) и антифазные домены (сплавы) образуются поворотом участков нановолокна, при ориентации оси растяжения в направлении <111> наблюдается повторяющееся восстановление кристаллической структуры нановолокна (исчезновение ДУ).

Сравнительный анализ показал, что структурно-энергетические превращения на второй стадии деформации, имеющие место при одноосном растяжении нановолокон Ni3Al, Ni и А1 обусловлены свойствами материала.

При температурах 10 и 300 К в результате структурно-энергетических превращений в процессе деформации нановолокон <001> А1 и <001> Ni образуются структурные дефекты — дефекты упаковки и двойники, в нановолокнах <001> Ni3Al образуются сверхструктурные дефекты в виде АФД и АФГ, которые сохраняются после разрушения. При температуре 300 К в начале второй стадии деформации на поверхности нановолокна <001> А1 наблюдается полоса из нескольких параллельных линий скольжения, в остальных случаях при температурах 10 и 300 К на поверхности нановолокон <001> Ni, <001> А1 и <001> Ni3Al образуются единичные линии скольжения.

При температуре 1300 К в нановолокнах <001> Ni и Ni3Al образуются «ступеньки» двойников в результате перестройки атомов, изначально располагавшихся в плоскостях типа {110}, параллельных оси растяжения. С увеличением деформации количество двойников увеличивается. В нановолокнах <001> А1 при температуре 780 К из-за большой подвижности атомов нановолокна, атомы смещаются блоками геометрически неправильной формы, направления смещений атомов обусловлены действием деформирующей нагрузки.

При температурах 10 и 300 К в нановолокнах <110> Ni и <110> А1 путем поворота участков образуются и увеличиваются в размерах субструктурные блоки, в нановолокнах <110> Ni3Al при повороте участков образуются АФД. Граница субструктурного блока <110> А1 при температуре 10 К как правило образована несколькими пересекающимися плоскостями типа {111}, в то время как границы блоков в нановолокне <110> Ni и АФД в нановолокне <110> Ni3Al чаще всего параллельны друг другу и образованы строго одной плоскостью типа {111}.

Максимальная длительность периодов, во время которых структура нановолокна не претерпевает изменений после рекристаллизации (исчезновения ДУ) при температурах 10 и 300 К, в нановолокнах <111> А1 в 2,0−2,5 больше, чем в нановолокнах <111> Ni и <111> Ni3Al. Значение пределов текучести для нановолокон Ni и Ni3Al в 1,9−3,0 раза больше соответствующих значений для нановолокон А1, что согласуется с соотношением объемных модулей упругости для данных материалов. Значения вычисленных пределов текучести совпали с данными, полученными в рамках других моделей.

Структурно-энергетические превращения на третьей стадии происходят только в области шейки, образовавшейся в конце второй стадии деформации. В процессе структурно-энергетических превращений во время течения новые ДУ не образуются, направления смещений атомов в области шейки обусловлены действием деформирующей нагрузки. Запасенная энергия деформации в этот период изменяются незначительно.

В зависимости от ориентации оси растяжения нановолокон Ni3Al меняется скорость разрушения ближнего порядка расположения атомов на первой координационной сфере. При ориентации оси растяжения в направлении <001> ближний порядок разрушается менее всего, а при растяжении в направлении <110> происходит наибольшее нарушение ближнего порядка.

Показать весь текст

Список литературы

  1. В.А. Физическое материаловедение наноструктурных материалов. — М.: МГИУ, 2007. — 424 с.
  2. Gleiter Н. Deformation of polycrystals // Proc. 2-nd RISO Inter. Sympos. Metallurgy and Materials Science. Ed. Hansen N. et al. Denmark, Roskilde: RISO Nat. Lab, 1981.-P. 15.
  3. Gleiter H. Nanostructured materials: basic concepts and microstructure // Acta mater. 2000. — V. 48. — P. 1−29.
  4. Д.И., Левина B.B., Дзидзигури Э. Л. Наноматериалы. М.: Бином. Лаборатория знаний, 2008. — 365 с.
  5. В.Е., Воробьева А. И., Уткина Е. А. Наноэлектроника. М.: Бином. Лаборатория знаний, 2008. — 223 с.
  6. Н.И., Строкова В. В., Жерновский И. В., Нарцев В. М. Методы получения и свойства нанообъектов. М.: Флинта, 2009. — 168 с.
  7. Л.И. Наночастицы и нанотехнологии. Минск: Право и экономика, 2008. — 74 с.
  8. Ю.А., Кормилицын О. П. Механика материалов и структур нано- и микротехники. С.-Пб.: Academia, 2008. — 224 с.
  9. Г. Б. Нанохимия. М.: Книжный дом Университет (КДУ), 2009. -336 с.
  10. В.Л., Орлов А. Н. Проблема разрушения в физике прочности // Проблемы прочности. 1970. — № 12. — С. 3−22.
  11. В.Л. О критериях разрушения в дислокационных теориях прочности// ФТТ. 1961. — Т. 3, № 11. — С. 2071−2080.
  12. А.И., Шаврей С. Д. Магнитопластический эффект в случае двойникования кристаллов висмута под воздействием сосредоточенной нагрузки // ФТТ. 2001. — Т. 43, № 1. — С. 39−41.
  13. Классен-Неклюдова М. В. Механические двойникование кристаллов. М.: Изд-во АН СССР, 1960. — 262 с.
  14. М.М., Шпейзман В. В., Камалов М. М. Стадийность деформации микрокристаллического алюминий-литиевого сплава в условиях сверхпластичности // ФТТ. 2001. — Т. 43, № 11. — С. 2015−2020.
  15. А.В., Сон А.А., Иванов Ю. Ф., Копылов В. И. Особенности локализации и стадийности пластической деформации субмикрокристаллического армко-железа с полосовой фрагментированной субструктурой// Физическая мезомеханика. 2004. — Т. 7, № 3. — С. 13−16.
  16. В.К., Подоплелов А. В. Современная физика. Конденсированное состояние. М.: ЛКИ, 2008. — 336 с.
  17. М.В. Диаграмматика. Лекции по избранным задачам теории конденсированного состояния. Москва-Ижевск: РХД, 2004. — 336 с.
  18. Ф., Пул-мл. Ч. Нанотехнологии. М.: Техносфера, 2009. — 336 с.
  19. В.В., Саркисов П. Д., Шабанова Н. А. Химия и технология нанодисперсных оксидов. Екатеринбург: Академкнига, 2007. — 309 с.
  20. П.П. Нанотехнологии. Наноматериалы. Наносистемная техника. Мировые достижения 2008 год. — М.: Техносфера, 2008. — 432 с.
  21. Ю.Д. Нанотехнологии. Азбука для всех. М.: Физматлит, 2008. -368 с.
  22. Э.Г. Нанотрубки и фуллерены. М.: Физматкнига- Логос, 2006. — 374 с.
  23. А.И. Нанокристаллические материалы: методы получения и свойства. Екатеринбург: УрО РАН, 1998. — 200 с.
  24. Ю.Р., Кашин О. А., Дударев Е. Ф., Валиев Р. З., Столяров В. В., Сагымбаев Е. Е. Высокопрочный наноструктурный титан для медицинских имплантатов // Перспективные материалы. 2001. — № 6. — С. 55−59.
  25. Kovtyukhova N.I., Mallouk Т.Е. Nanowires as building blocks for self-assembling logic and memory circuits // Chem. Eur. J. 2002 — V. 8, № 19. -P. 4354−4363.
  26. Hartgerink J.D., Beniash Е., Stupp S.I. Self-assembly and mineralization of peptide-amphiphile nanofibers//Science. 2001. — V. 294, № 5547. — P. 1684 — 1688.
  27. Lieber С. M. Technical feature nanoscale science and technology: building a big future from small things // MRS Bulletin. — 2003. — V. 28. — P. 486−491.
  28. Э.Г. Пиролитический синтез углеродных нанотрубок и нановолокон // Российский химический журнал. 2004. — Т. 48, № 5. — С. 12−20.
  29. В.М., Омороков Д. Б., Хабарова О. С., Шведова Е. В. Кинетика формирования нанопроволоки в процессе вакуумной конденсации металлов на поверхность кристалла // ФТТ. 2009. — Т. 51, № 11. — С. 2233−2236.
  30. В.Г., Саранин А. А., Зотов А. В., Лифшиц В. Г., Куянов И. А., Чукуров Е. И., Касьянова Т. В. Низкоразмерные структуры металлов на поверхности кремния // Вестн. ДВО РАН. 2005. -№. 1 — С. 103−115.
  31. Р.А., Тийс С. А., Ольшанский Б. З. Формирование наноточек и нанопроволок серебра на поверхности Si (557) // Письма в ЖЭТФ. 2004.- Т. 79, № 8. — С. 467−470.
  32. А.Н. Квазиодномерный транспорт в проводящих полимерных нанопроводах (Обзор)// ФТТ. 2007. — Т. 46, № 11. — С. 1921−1940.
  33. F., Mann А.В., Рои J., Lusquinos F., Riveiro A. Rapid production of ultralong amorphous ceramic nanofibers by laser spinning // Appl. Phys. Lett. -2007.-V. 90.-P. 153 109.
  34. F., Рои J., Lusquinosa F., Riveiro A. Experimental analysis of the production of micro- and nanofibres by laser spinning // Applied Surface Science. -2007. V. 254, № 4. — P. 1042−1047.
  35. Dunford R., Cai L., Horikoshi S., Hidaka H., Knowland J. Chemical oxidation and DNA damage catalysed by inorganic sunscreen ingredients // FEBS Lett.- 1997. -V. 418. P. 87−90.
  36. Pan Y., Neuss S., Leifert A., Fischler M., Wen F., Simon U., Schnid G., Brandau W., Jahnen-Dechent W. Size-dependent cytotoxicity of gold nanoparticles // Journal Small. -2007. V. 3., № 11 — P. 1941−1949.
  37. Chithrani B.D., Chan W.C.W. Elucidating the mechanism of cellular uptake and removal of protein-coated gold nanoparticles of different sizes and shapes // Nano Letters. 2007. — V. 7, № 6. — P. 1542−1550.
  38. Wagner A.J., Bleckmann C.A., Murdock R.C., Schrand A.M., Schlager J.J., Hussain S.M. Cellular interaction of different forms of aluminum nanoparticles in rat alveolar macrophages // J. Phys. Chem. B. 2007. — V. 111, № 25. — P. 7353−7359.
  39. Donaldson K., Tran C.L. An introduction to the short-term toxicology of respirable industrial fibres // Mutat. Res.- 2004. V. 553. — P. 5−9.
  40. Г. Б., Минашкин B.M., Невский И. А., Путилов А. В. Материалы, производимые по нанотехнологиям: потенциальный риск при получении и использовании // Журнал Российского химического общества им. Д. И. Менделеева. 2008. — Т. LII, № 5. — С. 32−38.
  41. Wang В., Fei G. Т., Zhou Y., Wu В., Zhu X., Zhang L. Controlled growth and phase transition of silver nanowires with dense lengthwise twins and stacking faults // Crystal Growth & Design. 2008. — V. 8, № 8. — P. 3073−3076.
  42. Moore N.W., Luo J., Huang J.Y., Mao S.X., Houston J.E. Superplastic nanowires pulled from the surface of common salt // Nano letters. 2009. — V. 9, № 6. -P. 2295−2299.
  43. Kiener D., Grosinger W., Dehm G., Pippan R. A further step towards an understanding of size-dependent crystal plasticity: In situ tension experiments of miniaturized single-crystal copper samples // Acta Mater. 2008. — V. 56. -P. 580−592.
  44. Yang R., Ding Y., Wang Z.L. Deformation-free single-crystal nanohelixes of polar nanowires // Nano Letters. 2004. — V. 4, № 7. — P. 1309−1312.
  45. Xu H.P., Mao Y., Wang J., Xie B.Y., Jin J.K., Sun J.Z., Yuan W.Z., Qin A., Wang M., Tang B.Z. Thermally induced transfiguration of polymer nanowires under irradiation of electron beams // J. Phys. Chem. 2009. — V. 113. — P. 14 623−14 627.
  46. Marszalek P.E., Greenleaf WJ, Li H., Oberhauser A.E., Fernandez J.H. Atomic force microscopy captures quantized plastic deformation in gold nanowires // PNAS. 2000. — V. 97, № 12. — P. 6282−6286.
  47. Дж., Эглинтон Г. Применение спектроскопии в органической химии. М.: Мир, 1967. — 280 с.
  48. А. А. и др. Методы спектрального анализа. М.: Изд-во МГУ, 1962. — 509 с.
  49. К. Инфракрасные спектры неорганических и координационных соединений. М.: Изд-во МГУ, 1966. — 412 с.
  50. Shtansky D.V., Kaneko К., Ikuhara Y., Levashov E.A. Characterization of nanostructured multiphase Ti-Al-B-N thin films with extremely small grain size // Surface and Coatings Technology. 2001. — V. 148. — P. 206 — 215.
  51. Heyraud J.J., Metois J.J., Bermond J.M. The roughening transition of the Si{ 113} and Si{ 110} surfaces an in situ, real time observation // Surface Science. — 1999. -V. 425. — P. 48 — 56.
  52. Tanaka M., Takeguchi M., Furuya K. In situ observation of indium nanoparticles deposited on Si thin films by ultrahigh vacuum field emission transmission electron microscope // Surface Scicnce. 1999. — V. 433135. — P. 491−495.
  53. Terrones M., Terrones H., Banhart F., Charlier J.-C., Ajayan P.M. Coalescence of single-walled carbon nanotubes // Science. 2000. — V. 288, № 5469. — P. 1226−1229.
  54. Banhart F., Charlier J.C., Ajayan P.M. Dynamic behavior of nickel atoms in graphitic networks // Phys. Rev. Lett. 2000. — V. 84. — P. 686 — 689.
  55. Н.И., Волкова Е. Г. Исследование деформации «in situ» нанокристаллического сплава Fe73.5Cu1Nb3Sii3.5B9 // ФММ. 2001. — Т. 92, № 4. -С. 107−111.
  56. Sleytr U.B., Messner P., Pum D., Sara M. Crystalline bacterial cell surface layers (s layers): from supramolecular cell structure to biomimetics and nanotechnology // Angewandte Chemie International Edition. 1999. — V.38, P. 1034 — 1054.
  57. В. JI. Основы сканирующей зондовой микроскопии. М.: Техносфера, 2004. 143 с.
  58. И.В. Рентгеновская фотоэлектронная спектроскопия дисперсных гетерогенных систем: Диссертация на соискание ученой степени д.ф.-м.н. -Киев, 2002. 285 с.
  59. В.В. Компьютерные модели в материаловедении // Труды конференции «Краевые задачи и математическое моделирование». -Новокузнецк, 2008. Т. 2. — С. 82−90.
  60. Sob М., Friak М., Vitek V. Theoretical strength and onset of yielding in nanoindentation // Nanotech. 2002. — V. 2. — P. 279−282.
  61. А.А., Куянов И. А., Зотов А. В. Компьютерное моделирование из первых принципов адсорбции монослоя Fe на Si(lll) // ЖТФ. 2009. — Т. 79, № И.-С. 1−5.
  62. Не С., Zhang P., Zhu Y.F., Jiang Q. Structures and quantum conduction of copper nanowires under electric fields using first principles // J. Phys. Chem. 2008. -V. 112.-P. 9045−9049.
  63. Mitrushchenkov A., Linguerri R., Chambaud G. Piezoelectric properties of A1N, ZnO, and HgxZni. xO nanowires by first-principles calculations // The Journal of Phys. Lett. 2009. — V. 113. — P. 6883−6886.
  64. Taninori S., Shimamuro S. Monte Carlo simulation study of mechanical properties of Au nanowires // MSM. 2000. — P. 110−113.
  65. Geisberger A., Jungen A., Sarkar N., Ellis M., Skidmore G. Modeling electrothermal plastic deformation self-assembly // Nanotech. 2003. — V. 1. -P. 482−485.
  66. Rudd R.E., McElfresh M., Baesu E., Balthorn R., Allen M.J., Belak J. Modeling of the deformation of living cells induced by atomic force microscopy // Nanotech. -2002. V. 2. — P. 73−76.
  67. Park H.S. Stress-induced martensitic phase transition in intermetallic nickel aluminum nanowires // Nano letters. 2006. — V. 6, № 5. — P. 958−962.
  68. Liang W., Zhou M. Size and strain rate effects in tensile deformation of Cu nanowires // Nanotech. 2003. — V. 2. — P. 452−455.
  69. Park H.S., Cai W., Espinosa H.D., Huang H. Mechanics of crystalline nanowires // MRS Bulletin. 2009. — V. 34. — P. 178−183.
  70. Ji C., Park H.S. The couplcd effects of geometry and surface orientation on the mechanical properties of metal nanowires // Nanotechnology. 2007. — V. 18. -P. 305 704 (8).
  71. Ji C., Park H.S. Characterizing the elasticity of hollow metal nanowires // Nanotechnology. 2007. — V. 18. — P. 115 707 (8).
  72. Ji С., Park H.S. The effect of defects on the mechanical behavior of silver shape memory nanowires // Journal of Computational and Theoretical Nanoscience. 2007. — V. 4,№ 3. -P 1−10.
  73. Ji C., Park H.S. Geometric effects on the inelastic deformation of metal nanowires // Appl. Phys. Lett. 2006. — V. 89. — P. 181 916.
  74. Park H.S., Gall K., Zimmerman J. A. Deformation of FCC nanowires by twinning and slip // Journal of the Mechanics and Physics of Solids. 2006. — V. 54. -P. 1862−1881.
  75. Park H.S., Ji C. On the thermomechanical deformation of silver shape memory nanowires // Acta Mater. 2006. — V. 54. — P. 2645−2654.
  76. Park H.S., Laohom V. Surface composition effects on martensitic phase transformation in nickel aluminum nanowires // Philosophical Magazine. 2007. -V. 87.-P. 2159−2168.
  77. Park H.S., Zimmerman J.A. Stable nanobrige formation in <110> gold nanowires under tensile deformation // Scripta Materialia. 2006. — V. 54. — P. 1127−1132.
  78. Park H.S., Gall K., Zimmerman J.A. Shape memory and pseudoelasticity in metal nanowires // Phys. Rev. Lett. 2005. — V. 95. — P. 255 504 (4).
  79. Park H.S., Zimmerman J.A. Modeling inelasticity and failure in gold nanowires // Phys. Rev. B. 2005. — V. 72. — P. 54 106 (9).
  80. Pokropivny A.V., Lohmus A., Lohmus R., Erts D., Pokropivny V.V., Olin H. In situ transformations of gold contacts studied by molecular dynamics simulations // Nanotech. 2004. — V. 3. — P. 173−175.
  81. Kum O. Orientation effects of elastic-plastic deformation at surfaces: nanoindentation of nickel single crystals // Nanotech. 2004. — V. 3. — P. 111−114.
  82. Kim S.Y., Park H.S. Utilizing mechanical strain to mitigate the intrinsic loss mechanisms in oscillating metal nanowires // Phys. Rev. Lett. 2008. — V. 101.-P. 215 502 (4).
  83. Umeno Y., Kitamura T. Ab initio simulation on mechanical and electronic properties of nanostructures under deformation // Nanotech. 2004. — V. 2. — P. 41−44.
  84. Yamakov V., Wolf D., Philpot S.R., Gleiter H. Dislocation processes and deformation twinning in nanocrystalline A1 // Nanotech. 2002. — V. 2. — P. 283−286.
  85. Pu Q., Leng Y., Tsetsseris L., Park H.S., Pantelides S.T., Commings P.T. Molecular dynamics simulations of stretched gold nanowires: the relative utility of different semiemperical potentials // J. Chem. Phys. 2007. — V. 126. — P. 14 4707(6).
  86. Svizhenko A., Maiti A., Anantram M.P. Effect of structural deformation and tube chirality on electronic conductance of carbon nanotubes // Nanotech. 2002. — V. 2. -P. 314−317.
  87. Н.Д., Воронков A.A., Быкова М. И. Влияние однородной микроструктуры материала на его деформирование и течение // Вестник Воронежского государственного университета, Серия: Физика. Математика.2005. № 2.-С. 111−118.
  88. Ye Н., Lu P., Yu Z., Song Y., Wang D., Wang S. Critical thickness and radius for axial heterostructure nanowires using finite-element method // Nano Letters. 2009. -V. 9, № 5.-P. 1921−1925.
  89. И.Ю. Моделирование деформации и разрушения материалов с явным учетом их структуры. Автореферат диссертации на соискание ученой степени д. ф.-м. н. Томск, 2008. — 32 с.
  90. И. А. Микромеханика разрушения в обобщенных пространствах. Минск: Логвинов, 2003. — 208 с.
  91. P.P. Иерархическое моделирование деформации и разрушения материалов композиционной структуры. Автореферат на соискание ученой степени д. ф.-м. н. Томск, 2008. — 31 с.
  92. Koh S.J.A., Lee Н.Р. Molecular dynamics simulation of size and strain rate dependent mechanical response of FCC metallic nanowires // Nanotechnology.2006. V. 17. — P. 3451−3467.
  93. Li H., Sun F.W., Li Y.F., Liu X.F., Liew K.M. Theoretical studies of the stretching behavior of carbon nanowires and their superplasticily // Scripla Materialia. 2008. — V. 59. — P. 479−482.
  94. .Д., Коробейников С. Н., Бабичев А. В. Компьютерное моделирование выпучивания нанотрубки при кручении // Сибирский журнал индустриальной математики. 2008. — Т. 11, № 1. С. 3−22.
  95. К.П. Нелинейный отклик материалов на макромасштабном уровне при высокоэнергетических воздействиях. Автореферат диссертации на соискание ученой степени д. ф.-м. н. Томск, 2002. — 35 с.
  96. К.П., Уваров Т. Ю., Псахье С. Г. Об анизотропии процессов пластической деформации и разрушения при динамическом нагружении // Письма ЖТФ. 2001. — Т. 27. — С. 1−7.
  97. Starostenkov M.D., Ovcharov А.А. Crystal argon stability under stretching stress // Computational materials science. 1999. — V. 14. — P. 215−219.
  98. Ovcharov A.A., Starostenkov M.D., Masalov V.I., Starostenkov D.M. Simulation of atomic structure evolution solid argon under impulsive loading // Transactions of the Materials Research Society of Japan. Tokyo. — 1996. — V. 20. -P. 835−838.
  99. Н.Ю. Компьютерное моделирование разрушения твердого аргона: Автореферат диссертации на соискание ученой степени к. ф.-м. н. Барнаул, 2000. — 21 с.
  100. Diao J., Gall К., Dunn M.L., Zimmerman J.A. Atomistic simulations of the yielding of gold nanowires // Acta Mater. 2006. — V. 54. — P. 643−653.
  101. Liang W., Zhou M. Atomistic simulations reveal shape memory of FCC metal nanowires// Phys. Rev. B. 2006. — V. 73. — P. 115 409 (11).
  102. А.Ю., Стегайлов B.B., Янилкин А. В. Атомистическое моделирование пластичности и разрушения нанокристаллической меди при высокоскоростном растяжении // ФТТ. 2008. — Т. 50, № И. — С. 1984−1990.
  103. А.И., Шудегов В. Е., Чудинов В. Г. Изучение атомной структуры ОЦК и ГЦК кристаллов при мгновенной пластической деформации // ЖТФ. -1997. Т. 67, № 12. — С. 100−102.
  104. Р.Ю. Исследование механизмов диффузии по границам зерен в ГЦК металлах. Автореферат диссертации на соискание ученой степени к.ф.-м. н. Барнаул, 2006. — 23 с.
  105. Г. М. Атомные механизмы структурно-энергетических превращений в объеме кристаллов и вблизи границ зерен наклона в ГЦК металлах. Автореферат диссертации на соискание ученой степени д. ф.-м. н. -Барнаул, 2008. 38 с.
  106. Jelinck P., Perez R., Ortega J., Flores F. First-principles simulations of the stretching and final breaking of A1 nanowires: mechanical properties and electronical conductance // Phys. Rev. B. 2003. — V. 68. — P. 85 403 (6).
  107. Wipperman S., Koch N., Schmidt W.G. Adatom-induced conductance modification of In nanowires: potential-well scattering and structural effects // Phys. Rev. Lett. 2008. — V. 100. — P. 106 802 (4).
  108. Д.С. Исследование зарождения пластической деформации в ГЦК материалах на атомном уровне. Автореферат диссертации на соискание ученой степени к.ф.-м.н. Томск, 2009. — 17 с.
  109. Zhou G., Gao К., Wang Y. et al. Atomic simulation of microcrack healing in aluminium// Modelling Simul. Mater. Sci. Eng. 2000. — V. 8. — P. 603−609.
  110. Ladd A.J.C., Woodcock L.V. Interfacial and co-existence properties of the Lennard-Jones system at the triple point // Mol. Phys. 1978. — V. 36, № 2. -P. 611−619.
  111. B.A., Синани А. Б. Компьютерное моделирование деформирования и разрушения кристаллов // ФТТ. 2001. — Т. 43, № 4. — С. 644−650.
  112. Ercolessi F., Parinello M., Tosatti E. Simulation of gold in the glue model // Phil. Mag. A 1988. — V. 58. — P. 213−218.
  113. М.Д., Денисова Н. Ф., Полетаев Г. М., Холодова Н. Б., Попова Г. В. Компьютерный эксперимент: его место, методы, проблемы, некоторые достижения в физике твердого тела // Вестник карагандинского университета. -2005. № 4.-С. 101−113.
  114. М.Д., Холодова Н. Б., Полетаев Г. М., Попова Г. В., Денисова Н. Ф., Демина И. А. Компьютерное моделирование структурно-энергетических превращений в нанокристаллах и низкоразмерных системах // Ползуновский альманах. 2003. — № 3−4. — С. 115−117.
  115. Н.В. Моделирование на ЭВМ плоских дефектов в упорядоченных сплавах типа А3 В и А3В©. Диссертация на соискание ученой степени к. ф.-м. н. Томск, 1987. — 214 с.
  116. И.Ф., Головнева Е. И., Фомин В. М. Исследование влияния границы раздела в гетероструктуре на механические свойства // Физическая мезомеханика. 2009. — Т. 12, № 4. — С. 43−46.
  117. Adelman S.A., Doll J.D. Generalized Langevin equation approach for atom-solid-surface scattering general formulation for classical scattering off harmonic solids // J. Chem. Phys. — 1976. — V. 64, № 6. — P. 2375−2388.
  118. Ю.Я. Нанокластеры и нанодефекты некоторых ГЦК металлов: возникновение, структура, свойства. Автореферат диссертации на соискание ученой степени д. ф.-м. н. Барнаул, 2006. — 42 с.
  119. Hoover W.G. Canonical dynamics equilibrium phase-space distributions // Phys. Rev. A. — 1985. — V. 31, № 3. — P. 1695−1697.
  120. Nose S. A molecular-dynamics method for simulations in the canonical ensemble // Molecular Physics. 1984. — V. 52, № 2. — P. 255−268.
  121. Nose S. A unified formulation of the constant temperature molecular-dynamics methods //J. Chem. Phys. 1984. — V. 81, № 1. — P. 511−519.
  122. Berendsen H.J.C., et al. Molecular-dynamics with coupling to an external bath // J. Chem. Phys. 1984. — V. 81, № 8, P. 3684−3690.
  123. B.B., Рабинович A.JI., Балабаев H.K. Моделирование молекулярной динамики монослоев ненасыщенных диацилглицеролипидов // Структура и динамика молекулярных систем. 2003. — № X, Ч. 2. — С. 156−160.
  124. Е.В., Корнич Г. В., Бетц Г. Влияние температуры на распыление поверхностных металлических кластеров // ФТТ. 2007. — Т. 49, № 3. -С. 552−556.
  125. Sansoz F., Deng С. Size dependent plastcity in twinned metal nanowires // CD disk, Proceedings of 12th International Conference on Fracture, July 12−17. Ottawa, Ontario, Canada. — 2009. — P. fin01090 (6).
  126. С.Г., Зольников К. П., Крыжевич Д. С., Липницкий А. Г. Молекулярно-динамическое исследование возможности термофлуктуационного механизма генерации структурных дефектов при высокоскоростной деформации // Письма в ЖТФ. 2006. — Т. 32,№ 3. — С. 14−18.
  127. Li X., Ни W., Xiao S., Huang W.Q. Molecular dynamics simulation of polycrystalline molybdenum nanowires under uniaxial tensile strain: size effects // Physica E. 2008, V. 40. — P. 3030−3036.
  128. А.Ю. Моделирование динамики развития нанодефектов в металлах при ионной имплантации и деформации. Автореферат диссертации на соискание ученой степени к.ф.-м.н. Ижевск, 2007. — 24 с.
  129. А. И. Шудегов В.Е., Чудинов В. Г. Пластическая деформация монокристаллов алюминия в компьютерном эксперименте // ЖТФ. 2000. -Т. 70, № 4.-С. 123−127.
  130. Ю.К. Метод молекулярной динамики в физической химии. -М.:Наука, 1996. 334 с.
  131. А.Г. Линейный коэффициент термического расширения металлов // Известия Челябинского Научного Центра. Секция: Физическая химия и технология неорганических материалов. 1999. — № 3. — С. 15−17.
  132. Maeda К., Vitek V., Sutton A.P. Interatomic potentials for atomistic studies of defects in binary alloys // Acta Met. 1982. — V. 30. — P. 2001−2010.
  133. C.B., Кацнельсон М. И., Трефилов A.B. Локализованное и делокализованное поведение электронов в металлах // ФММ. 1993. — Т. 76, вып. 4. — С. 3−93.
  134. У. Электронная структура и свойства твердых тел, в 2-х томах. -М.: Мир, 1983.
  135. И.В., Антонова И. М., Барьяхтар В. Г., Булатов В. Л., Зароченцев Е. В. Методы вычислительной физики в теории твердого тела. Электронная структура идеальных и дефектных кристаллов. Киев: Наукова Думка, 1991.-456 с.
  136. Koizumi Y., Ogata S., Minamino Y., Tsuji N. Energies of conservative and non-conservative antiphase boundaries in Ti3Al: a first principles study // Phil. Mag. -2006. V. 86, № 9. — P. 1243−1259.
  137. Lu G.-H., Kohyama M., Yamamoto R. First-principles pseudopotential study of an aluminium grain boundary containing sulphur atoms // Phil. Mag. Lett. 2003. -V. 83, № 3.-P. 159- 166.
  138. Shang J.-X., Wang C.-Y., Zhao D.-L. First-principles investigation of the effect of alloying elements Ti, V on grain boundary cohesion of FCC Fe // Comput. Mater. Sci. 2001. — V. 22, № 3. — P. 193−199.
  139. Persson A. A first-principle calculation of the intrinsic stacking-fault energy in diamond // Phil. Mag. A. 1983. — V. 47, № 6. — P. 835 — 839.
  140. Hong S., Fu C.L., Yoo M.H. First-princiles calculation of stacking faul and twin boundary energies of Cr2Nb // Phil. Mag. A. 2000. — V. 80, № 4. — P. 871−880.
  141. MacLaren J.M., Gonis A., Schadler G. First-principles calculation of stacking-fault energies in substitutional^ disordered alloys // Phys. Rev. B. 1992. — V. 45, № 24. — P. 14 392 — 14 395.
  142. Morris J.R., Ye Y., Yoo M.H. First-principles examination of the twin boundary in hep metals // Phil. Mag. 2005. — V. 85, № 2−3. — P. 233−238.
  143. Marinopoulos A.G., Nufer S., Elsasser C. Interfacial structures and energetics of basal twins in a-Al203: First-principles density-functional and empirical calculations // Phys. Rev. B. 2001. — V. 63, № 16. — P. 165 112 (9).
  144. Cleri F., Rosato V. Tight-binding potentials for transaction metals and alloys // Phys. Rev. B. 1993. — V. 48, № 1. — P. 22−33.
  145. Mishin Y. Atomistic modeling of the у and у'-phases of the Ni-Al system // Acta Mater. 2004. — V. 52. — P. 1451−1467.
  146. Goldstein A.S., Jnsson H. An embedded atom method potential for the h.c.p. metal Zr // Phil. Mag. B. 1995. — V. 71, № 6. — P. 1041 — 1056.
  147. Zhou X.W., Wadley H.N.G., Filhol J.-S., Neurock M.N. Modified charge transfer-embedded atom method potential for metal/metal oxide systems // Phys. Rev. B. 2004. — V. 69, № 3. — P. 3 5402(20).
  148. Yuan X., Takahashi K., Yin Y., Onzawa T. Development of modified embedded atom method for a bcc metal: lithium // Model. Simul. Mater. Sci. Eng. 2003. -V. 11, № 4. — P. 447−456.
  149. Zhuang J., Kojima Т., Zhang W., Liu L., Zhao L., Li Y. Structure of clusters on embedded-atom-method metal fee (111) surfaces // Phys. Rev. B. 2002. — V. 65, № 4.- P. 45 411 (6).
  150. Rafii-Tabar H., Sutton A.P. Long-range Finnis-Sinclair potentials for f.c.c. metallic alloys // Philosophical Magazine Letters. 1991. — V. 63, № 4, — P. 217−224.
  151. Finnis M.W., Sinclair J.E. A simple empirical N-body potential for transition metals // Philosophical Magazine A. 1984. — V. 50, № 1. — P. 45−55.
  152. Ю.В. Исследование особенностей самодиффузии в двумерных металлах. Диссертация на соискание ученой степени к. ф.-м. н. Барнаул, 2005. — 136 с.
  153. Gilman Y., Allen Р.В. Numerical resistivity calculations for disordered three-dimensional metal models using tight-binding Hamiltonians // Phys. Rev. B. 2004. -V. 70. — P. 22 4201(3).
  154. Bolton К., Borjesson A., Zhu W., Amara H., Bichara C. Density functional theory and tight binding-based dynamical studies of carbon metal systems of relevance to carbon nanotube growth // Nano Res. 2009. — V.2. — P. 774−782.
  155. Takahashi Y. A model for dissociative chemisorption of a molecule onto tight-binding metal surfaces // J. Phys. Soc. Jpn. 1977. — V. 43. — P. 1342−1350.
  156. Kakehashi Y., Shimabukuro Т., Tamashiro Т., Nakamura T. Dynamical coherent-potential approximation and tight-binding linear muffintin orbital approach to correlated electron system// J. Phys. Soc. Jpn. 2008. — V. 77. — P. 94 706 (16).
  157. D’agostino G. Copper clusters simulated by a many-body tight-binding potential // Phil. Mag. 1993. — V. 68, № 6. — P. 903−911.
  158. Menon M. Tight-binding molecular-dynamics study of transition-metal clusters // Phys. Rev. B. 1994. — V. 50, № 12. — P. 8903−8906.
  159. Zhao J., Chen X., Sun Q., Liu F., Wanga G., Lainb K.D. Tight-binding study of the structural and magnetic properties of vanadium clusters // Phys. B. 1995. -V. 215, № 4.-P. 377−382.
  160. Burke N.R. A tight-binding theory of the interactions between transition metal adatoms adsorbed on a transition metal substrate // Surf. Sci. 1976. — V. 58, № 2. -P. 349−373.
  161. Amara H., Roussel J.-M., Bichara C., Gaspard J.-P., Ducastelle F. Tight-binding potential for atomistic simulations of carbon interacting with transition metals: Application to the Ni-C system // Phys. Rev. B. 2009. — V. 79, № 1. — P. 14 109 (17).
  162. Vitek V., Chen S.P. Modeling of grain boundary structures and properties in intermetallic compounds // Scripta Met. 1991. — V. 32, № 6. — P. 1237−1242.
  163. B.B., Орлов A.H. Моделирование на ЭВМ атомных конфигураций дефектов в металлах // Успехи физических наук. 1984. — Т. 142, № 2. — С. 219−264.
  164. Wolf D. Correlation between the energy and structure of grain boundaries in bcc metals. 1. Symmetrical boundaries on the (110) and (100) planes // Phil. Mag. B. -1989. V. 59, № 6. — P. 667−680.
  165. Wolf D. Structure-energy correlation for grain boundaries in fee metals. Symmetrical tilt boundaries // Acta Met. 1990. — V. 38, № 5. — P. 781−790.
  166. B.M., Кирсанов B.B. Проблемы моделирования радиационных повреждений в кристаллах // Успехи физических наук. -1976. Т. 118, № 1. -С. 3−51.
  167. Ч. Введение в физику твердого тела. М.: Наука, 1978. — 792 с. о
  168. Г. И. Точечные дефекты // В кн.: Физическое металловедение. т.З. Физико-механические свойства металлов и сплавов / Под. ред. Р. Канна. М.: Мир, 1987. — С. 5−74.
  169. М.А. Прочность сплавов. -41.- Дефекты решетки. М.: Металлургия, 1982. — 280 с.
  170. .Ф. Структурно-энергетические свойства и атомная перестройка границ зерен наклона в металлах и упорядоченных сплавах на основе кубической решетки. Диссертация на соискание ученой степени д. ф.-м. н. Барнаул, 2001. — 346 с.
  171. C.JI. Структурно-энергетические характеристики специальных границ зерен наклона в металлах и упорядоченных сплавах на основе ГЦК-решетки. Диссертация на соискание ученой степени к. ф.-м. н. Барнаул, 1999. — 193 с.
  172. Д. Дислокации. М.: Мир, 1967. — 644 с.
  173. И.Л. Применение автоэмиссионного микроскопа для изучения поверхностной диффузии и самодиффузии / В кн.: Поверхностная диффузия и растекание. М: Наука, 1969. — С. 108−148.
  174. Я. Е. Диффузия по реальной кристаллической поверхности / В кн.: Поверхностная диффузия и растекание. М: Наука, 1969. — С. 11−77.
  175. Van Swygenhoven Н., Farkas D., Саго A. Grain-boundary structures in polycrystalline metals at the nanoscale // Phys. Rev. B. 2000. — V. 62, № 2. -P. 831−838.
  176. M.A., Смирнов A.A. Теория упорядочивающихся сплавов. М.: Физматгиз, 1958. — 388 с.
  177. А.А. Молекулярно-кинетическая теория металлов. М.: Наука, 1966.-488 с.
  178. В.И., Кацнельсон А. А. Ближний порядок в твердых растворах. -М.: Наука, 1967.-336 с.
  179. А. И. Нестихиометрия, беспорядок, ближний и дальний порядок в твердом теле. М.:Физматлит, 2007. — 856 с.
  180. J. М. An approximate theory of order in alloys // Phys. Rev. 1950. -V. 77, № 5. — P. 669−675.
  181. А.И. Превращения порядок-беспорядок и фазовые равновесия в сильно нестехиометрических соединениях // УФН. 2000. — Т. 170, № 1. -С. 3−40.
  182. В.Е., Сыромятников В. Н. Изменение трансляционной симметрии при структурных фазовых переходах в кристаллах // Кристаллография. 1976. -Т.21, № 6. — С. 1085−1092.
  183. Uchic M.D., Dimiduk P.M., Florando J.N., Nix W.D. Sample dimensions influence strength and crystal plasticity // Scicnce. 2004. — V. 305, № 5686. -P. 986 — 989.
  184. М.Д., Стрельцов B.A., Баранов M.A., Леонтьева А. В., Прохоров А. Ю. О расчете энергии дефекта упаковки в кристаллах // Физика и техника высоких давлений. 1987. — № 25. — С. 96 — 100.
  185. А.Б., Степанова Н. Н., Бурханов A.M. Акустические свойства монокристаллов №зА1, легированных кобальтом и ниобием // ФММ. 2006. -Т. 102, № 6.-С. 678−682.
  186. А.Б., Степанова Н. Н., Родионов Д. П. Скорости упругих волн и модули упругости жаропрочных сплавов на никелевой основе и сплава 60Н21 // ФММ. 2008. — Т. 105, № 5. — С. 509−516.
  187. P.P. и др. Поверхностные слои и внутренние границы раздела в гетерогенных материалах/ Под ред. Панина В. Е. Новосибирск: Изд-во СО РАН, 2006. — 520 с.
Заполнить форму текущей работой

Сдать сессию!