Кристаллографические, энергетические и кинетические свойства собственных точечных дефектов и их кластеров в ОЦК железе

• Автор: Романов, Владимир Александрович
• Шифр специальности: 01.04.07
• Научная степень: Кандидатская
• Год защиты: 2008
• Место защиты: Обнинск
• Количество страниц: 162 с. : ил.

СОДЕРЖАНИЕ

ВВЕДЕНИЕ
ГЛАВА 1. ПОЛУЭМПИРИЧЕСКАЯ МОДЕЛЬ ОЦК ЖЕЛЕЗА И ПОТЕНЦИАЛ МЕЖАТОМНОГО ВЗАИМОДЕЙСТВИЯ
Введение
1. Полузмпирическая модель переходного металла
1.1. ОЦК металл
2. Аналитическая форма представления потенциала в ОЦК железе и метод определения ее параметров
3. Заключение к Главе
Приложение А к Главе 1. Уравнение состояния ОЦК железа
ГЛАВА 2. ОСНОВНЫЕ СООТНОШЕНИЯ ДЛЯ РАСЧЕТА ХАРАКТЕРИСТИК ДЕФЕКТОВ И РЕЗУЛЬТАТЫ ТЕСТИРОВАНИЯ ИСПОЛЬЗУЕМОЙ МОДЕЛИ
Введение
1. Основные соотношения модели для расчета характеристик дефектов
1.1. Энергия образования
1.2. Дипольный тензор и тензор собственной деформации
1.3. Релаксационный объём
2. Результаты тестирования модели в отношении точности описания объемных характеристик, собственных точечных дефектов и дислокаций „
2.1. Сравнение с экспериментом результатов расчета фононных и ангармонических характеристик кристалла
2.2. Сравнение с экспериментом расчётных температурных зависимостей характеристик ОЦК железа
2.2.1. Температурная зависимость постоянной решетки а(Т)
2.2.2. Температурная зависимость ТКЛР а(Т)
2.2.3. Температурная зависимость теплоемкости Ср(Т)
2.2.4. Температурная зависимость СКС атомов (Л2) (Т)
2.3. Сравнение с экспериментом результатов расчёта свойств собственных точечных дефектов
2.4. Сравнение результатов моделирования дислокаций различных типов в ОЦК железе с расчетами в рамках анизотропной теории упругости
3. Заключение к Главе
Приложение А к Главе 2. Влияние типа границы кристаллита на энергию
образования дефектов
ГЛАВА 3. ВАКАНСИИ
Введение
1. Равновесные и диффузионные свойства вакансий, сравнение с экспериментом и теорией
1.1. Энергия образования вакансии
1.2. Энергия активации самодиффузии
1.3. Энергия миграции вакансий
1.3.1. Измерения температурной зависимости скорости роста дислокационных петель
1.3.2. Измерения радиационно-стимулированной самодиффузии
1.3.3. Изучение кинетики отжига неравновесных дефектов
1.3.4. Кинетика отжига облученных образцов
1.3.5. Кинетика отжига закаленных образцов

2. Заключение к Главе 3 Приложение А к Главе

ГЛАВА 4. ВАКАНСИОННЫЕ КЛАСТЕРЫ
Введение
1. Вакансионные кластеры: пространственные конфигурации, механизмы
миграции, направления роста
2. Размерные зависимости энергии образования, энергии связи и релаксационного объёма стабильных вакансионных кластеров
2.1. Энергия образования
2.2. Энергия связи
2.3. Сравнение результатов расчета энергии связи вакансионных кластеров с экспериментом
2.4. Релаксационный объём
3. Заключение к Главе
ГЛАВА 5. СОБСТВЕННЫЕ МЕЖУЗЕЛЬНЫЕ АТОМЫ (СМА)
Введение
1. Энергетические и кристаллографические характеристики различных конфигураций СМА
2. Диффузионные свойства СМА
3. Анизотропия упругого поля стабильной конфигурации СМА в ОЦК железе
4. Заключение к Главе
ГЛАВА 6. КЛАСТЕРЫ СОБСТВЕННЫХ МЕЖУЗЕЛЬНЫХ АТОМОВ
Введение
1. Пространственные конфигурации СМА кластеров, энергетические и кристаллографические характеристики
1.1. Димежузлия
1.2. Тримежузлия
1.3. Кластеры, содержащие более трех СМА
2. Аналитические аппроксимации размерных зависимостей энергии образования, энергии связи и релаксационного объема стабильных кластеров СМА
2.1. Энергия образования
2.2. Релаксационный объем
2.3. Энергия связи
3. Заключение к Главе
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
БЛАГОДАРНОСТИ
ЛИТЕРАТУРА (ПО ГЛАВАМ)

ВВЕДЕНИЕ
Актуальность проблемы, цель и содержание работы.
Изменение микроструктуры и, как следствие, физико-механических свойств (распухание, упрочнение, ползучесть, др.) конструкционных материалов в условиях воздействий радиации, температурных градиентов и механических напряжений является предметом интенсивных экспериментальных и теоретических исследований, так как эти изменения в значительной мере определяют ресурс работы материалов ядерных энергетических установок [1-8], а понимание физико-химической природы таких изменений лежит в основе разработки новых материалов для ядерной техники [9-15].
Предложено большое количество различных феноменологических моделей, описывающих изменение микроструктуры и физико-механических свойств материалов под облучением и при наложении температур и механических напряжений [1-3, 16-19]. Однако их предсказательный характер (из-за сложности и многопараметричности радиационных явлений, грубости и малой физической обоснованности моделей и сделанных в них предположений, неопределенности количественных значений многих микропараметров) все еще очень слаб (практически отсутствует) и предстоит еще большая и трудная работа по научному обоснованию создаваемых моделей реальных материалов и их радиационных свойств с использованием современных методов теоретической и экспериментальной физики [20-34].
Основными компонентами радиационной микроструктуры конструкционных материалов являются точечные дефекты (вакансии, собственные и примесные атомы), образование и взаимодействие которых между собой и с внешними напряжениями лежит в основе многих моделей физико-механических свойств конструкционных материалов для новой техники [1-3, 9-13]. Точечные дефекты и их кластеры относительно наименее изучены, поскольку они возмущают кристаллы на атомных масштабах, где традиционные методы экспериментальных исследований часто малоэффективны. Поэтому для изучения характеристик точечных дефектов и их взаимодействий между собой и с другими дефектами в реальных анизотропных кристаллах с внутренней структурой необходимо применять методы многоуровневого моделирования с использованием многочастичных потенциалов межатомного взаимодействия и моделей кристаллитов с внутренней структурой, отражающих основные физические свойства материалов и их дефектов, и экспериментальные методы высокого разрешения [20-34].
Характеристики образования и подвижности точечных дефектов зависят от симметрии кристаллической решетки (точечной группы дефекта), а также от упругих полей напряжений, в которых они находятся. Однако, важное (часто качественное) влияние упругой анизотропии кристаллов и механических напряжений остается еще относительно мало исследованной проблемой. Причем расчет влияния упругих напряжений на

квадратов максимально полно удовлетворяли их измеренным значениям (в пределах экспериментальных погрешностей).
В качестве экспериментальной информации при определении потенциала взаимодействия в ОЦК железе использовался следующий набор качественных и количественных характеристик точечных дефектов:
- энергия образования вакансии в ферромагнитной фазе ОЦК железа Ebv = 2,0 ± 0.2 эВ [29];
- энергия миграции вакансии Еу = 0.7 ± 0.1 эВ [30,31];
- стабильность расщепленной вдоль <110> направления (гантельной) конфигурации СМА [32-36];
-энергия образования фрепкелевской пары Е'п, = 6.45 ±1.15 эВ [37] (погрешность вычислена в данной работе с учетом реальной погрешности измерений электросопротивления френкелевской пары в [38]);
-релаксационный объем СМА Vf = 1.5 ± 0.2 Оо [39].
Отметим, что предпочтение отдавалось результатам экспериментальных измерений, выполненных на особо чистых образцах,
В итоге итераций были рассчитаны следующие оптимальные значения электронных параметров и потенциала (42):
г* = 0.0864 нм; rrf = 0.11 hm;Zs=1.25, Р° = -4.686-10'2 эВ/Â3, В° = 7.391-10'2 эВ/Â3,
гт = 0.266 нм, а= -0.26 эВ, п = 3.
Остальные расчетные данные, необходимые для полного определения потенциала <р{г) в виде сплайн функций пятой степени, приведены в Табл. 1.
Табл. 1. Значения потенциала взаимодействия <р(г), его первой <р'(г) и второй
<р"(г) производных для некоторых значений г в ОЦК железе (Fe-Fe)
г, À Гй = 1.5 II VO г, =2.4825 г2 = 2.8665 * Г с = 3.6 *
<р(г),эВ 10.026151 1.391692 -0.225352 -0.232864
<р'(г), эВ/Â -46.577550 -7.914829 -0.47 0.350187
<р"(г), эВ/À2 214.859884 34.205700 3.283557 1.195776
’ r2 = a, а- параметр решетки, гс - радиус обрезания потенциала
Рассчитанный парный потенциал взаимодействия атомов (р{г) в ОЦК железе изображен на Рис. 1 и на Рис. 2. На Рис. 2 также показан рассчитанный по формуле (42) дальнодействующий потенциал взаимодействия Ф(г).