Атомистическое моделирование взаимодействия дислокаций с объемными дефектами в ОЦК вольфраме тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 00.00.00, кандидат наук Шарапова Юлия Равильевна

• Шарапова Юлия Равильевна
• кандидат наук
• 2026

Оглавление диссертации кандидат наук Шарапова Юлия Равильевна

Введение

Глава 1. Обзор литературы: свойства материалов для ядерной энергетики и

методы их исследования

1. 1 Радиационное облучение и его влияние на свойства ядерных материалов

1.2 Образование дефектов в вольфраме при его облучении

1.3 Экспериментальные исследования и методы компьютерного моделирования процессов радиационного облучения

1.4 Заключение по главе

Глава 2. Детали моделирования

2.1 Описание деталей компьютерного эксперимента

2.2 Использование фиксированных граничных условий

2.3 Использование периодических граничных условий

2.4 Выводы по главе

Глава 3. Взаимодействие краевой дислокации с порами

3.1 Зависимость напряжения сдвига от температуры моделирования и диаметра пор

3.2 Многократное взаимодействие дислокации с порой

3.3 Влияние расстояния между порами на величину критического напряжения сдвига

3.4 Нецентральное взаимодействие дислокации с порой

3.5 Выводы по главе

Глава 4. Взаимодействие краевой дислокации с интерметаллидными частицами

4.1. Когерентная ОЦК-фаза

4.2 Некогерентная а-фаза

4.3 Некогерентная ГПУ-фаза

4.4 Некогерентная %-фаза

4.5 Сравнение прочности всех рассмотренных фаз

4.6 Выводы по главе

Основные результаты и выводы

Список использованных источников

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Атомистическое моделирование взаимодействия дислокаций с объемными дефектами в ОЦК вольфраме»

ВВЕДЕНИЕ

Вольфрам (Ж) широко используется в современной промышленности благодаря своим уникальным свойствам, включая очень высокую температуру плавления, высокую плотность, хорошую электро- и теплопроводность и низкую реакционную способность. Эти уникальные свойства делают вольфрам незаменимым материалом для режущих, износостойких, высокотемпературных и высокопрочных применений. Например, благодаря этим свойствам вольфрам рассматривается как хороший кандидат в качестве компонента плазменной облицовки для термоядерных реакторов [1]. Однако вольфрам и некоторые его сплавы часто подвержены охрупчиванию как от тепловых перегрузок, так и от повреждения нейтронным облучением [2,3].

Считается, что одним из возможных решений для повышения пластичности и сопротивления высокотемпературной ползучести вольфрама является получение твердого раствора вольфрама с рением (Яе). При нейтронном облучении в условиях экстремально высоких температур ядерная реакция изотопов вольфрама с нейтронами может приводить к образованию изотопов рения [4,5]. Такая реакция ядерной трансмутации может также приводить к образованию богатых рением твердых осадков в сплавах вольфрама [6]. Такие частицы могут быть когерентными и представлять собой относительно слабые препятствия для перемещения дислокаций. Однако некогерентные частицы в сплавах Ж-Яе могут существенно влиять на механические свойства и приводить к высокому упрочнению [7,8]. Дислокации в вольфраме могут взаимодействовать как с дефектами типа вакансий, так и с дисперсными частицами.

Поведение и свойства нанообъектов трудно, а иногда и невозможно объяснить, основываясь только на экспериментальных данных. Компьютерное моделирование помогает заполнить эти пробелы. Существуют различные методы моделирования, среди которых молекулярная динамика -фундаментальный и универсальный инструмент, позволяющий изучать

механические, химические и термодинамические свойства материалов на атомно-молекулярном уровне, тем самым помогая предсказать и понять макроскопические свойства.

Известные сведения в данной области носят более общий характер и посвящены в основном дислокациям, взаимодействующим с точечными дефектами и некоторыми объемными дефектами. Работ, посвященных взаимодействию дислокаций с дисперсными частицами в сплавах W-Re, не так много. Поэтому для полной характеристики влияния некогерентных и когерентных частиц в сплавах W-Re на механические свойства материала необходимы дополнительные исследования.

Таким образом, целью данной диссертационной работы является комплексный анализ взаимодействия краевой дислокации с радиационными дефектами в виде пор и интерметаллидных фаз системы W-Re с помощью метода молекулярной динамики.

Для достижения указанной цели решались следующие задачи:

1 Изучение влияния различных типов граничных условий при моделировании взаимодействия дислокаций с дефектами методом молекулярной динамики.

2 Исследование взаимодействия краевой дислокации с порами в монокристалле вольфрама.

3 Изучение взаимодействия краевой дислокации с когерентными и некогерентными частицами интерметаллидных фаз системы W-Re в монокристалле вольфрама.

4 Исследование влияния параметров моделирования (форма и размер дефектов, расстояние между дефектами, температура в интервале работы материала в ITER, и т.д.) на характер взаимодействия дислокаций с дефектами.

Научная новизна данной работы состоит в следующем:

1 Впервые показано, что при правильном выборе размеров расчетной ячейки при использовании периодических граничных условий удается избежать взаимодействия пары дислокаций противоположного знака друг с другом.

2 Впервые с помощью метода молекулярной динамики было описано взаимодействие краевой дислокации в вольфраме с порами, а также с когерентными и некогерентными частицами интерметаллидных фаз в широком интервале температур, соответствующим условиям нейтронного облучения в реакторе. Показано незначительное влияние температуры на критические напряжения преодоления препятствий при надбарьерном скольжении дислокаций.

3 Впервые произведен комплексный расчет вклада четырех различных интерметаллидных фаз Ж-Яв в увеличение напряжения течения материала в широком интервале температур. Показано, что по возрастанию прочностных характеристик частицы можно расположить следующим образом: ОЦК-фаза, %-фаза, ГПУ-фаза, а-фаза. Прочность препятствия увеличивается с увеличением процентного содержания рения в частице, а также с ростом диаметра дефекта, причем данная зависимость является практически линейной.

Практическая ценность работы заключается в более глубоком понимании механизмов упрочнения в сплавах, которые используются при экстремальных условиях. Полученные результаты будут полезными и востребованными при улучшении свойств существующих радиационно-стойких материалов и разработке новых.

Методы исследования - это метод молекулярной динамики и работа с большим объемом данных при анализе результатов моделирования.

На защиту выносятся следующие положения:

1 Наложение фиксированных граничных условий приводит к возникновению в расчетной ячейке незначительных нескомпенсированных напряжений, которые существенно меньше критических напряжений преодоления дислокациями пор диаметром более 1 нм, но для малых пор (менее 1 нм) критические напряжения относительно малы и влияние нескомпенсированных напряжений становится заметным, что несколько снижает точность в определении критических напряжений.

2 Критическое напряжение сдвига при взаимодействии краевой дислокации с порами в вольфраме возрастает с увеличением диаметра пор по закону ~ Vd, а уменьшение расстояния между порами приводит к его

росту по закону <г™х ~ 1/Lz. Повышение температуры в диапазоне 600-1400 К способствует снижению критического напряжения сдвига для пор диаметром d > 2 нм, что указывает на термически активируемый характер преодоления таких пор дислокацией. Увеличение длины свободного пробега дислокации в 1,5 раза может повысить критическое напряжение сдвига при взаимодействии дислокации с порами на 20-40 %.

При взаимодействии краевой дислокации с интерметаллидными частицами в вольфраме критическое напряжение возрастает в ряду: ОЦК-фаза, %-фаза, ГПУ-фаза, G-фаза. Критическое напряжение сдвига увеличивается с ростом размера частиц и содержания рения практически линейно. Преодоление цилиндрических частиц требует на 15-20 % большего напряжения по сравнению со сферическими частицами того же объема. Для некогерентных частиц G-фазы цилиндрической формы реализуется механизм огибания Орована, тогда как остальные типы частиц перерезаются дислокацией.

Апробация работы. При выполнении диссертационной работы были получены результаты, представленные и обсужденные на: Международной конференции «Физическая мезомеханика 2024»с открытой школе-конференции стран СНГ «Ультрамелкозернистые и наноструктурные материалы» (УМЗНМ-2024); Международной конференции «UUST Nanomaterials Days»; II Всероссийской молодежной школы-конференции, посвященной 80-летию со дня рождения д.ф.-м.н., профессора Р.С. Сингатуллина (г. Уфа, 2023 г.); 2023 Sino-Russia Scientific Conference of Advanced Materials and Technologies, Changzhou University, China (г. Чанчжоу, 2023 г.); XVI Международный Китайско-Российском симпозиуме «Новые материалы и технологии»; (г. Хайкоу, 2023 г.) ; «Advanced materials and technologies» Harbin Institute of Technology, China (г. Харбин, 2023 г.) ; Международной научной конференции «Уфимская осенняя математическая школа-2022» (г. Уфа, 2022 г.) ; II Школе-

семинаре «Механика, химия и новые материалы» (г. Санкт-Петербург, 2023 г.); VII международной молодежной конференции «Magnitogorsk Rolling Practice 2023» (г. Магнитогорск, 2023 г.); IV Международной научно-практической конференции (г. Стерлитамак, 2022 г.).

Публикации. Результаты исследований опубликованы в 15 печатных работах, из них 6 статей в журналах из списка ВАК, 4 работы в журналах, индексируемых в Web of Science и Scopus, две из них в журнале квартиля Q2.

Личный вклад автора. Большинство численных результатов, вошедших в диссертацию, были получены лично автором. Автор принимал непосредственное участие в разработке компьютерных моделей, постановке задач моделирования, обсуждении полученных результатов, подготовке публикаций и докладов на научных конференциях.

Структура и объем работы. Диссертация включает введение, четыре главы, основные результаты и выводы, список литературы из 107 наименований. Работа занимает 84 страницы машинописного текста, содержит 8 таблиц, 41 рисунок.

Глава 1. Обзор литературы: свойства материалов для ядерной энергетики и методы их исследования

1.1 Радиационное облучение и его влияние на свойства ядерных материалов

Проблема разработки и выбора материалов для атомных электростанций является одной из ключевых задач, особенно с учетом того, что срок службы существующих реакторов II поколения подходит к концу. Это ставит перед научным и инженерным сообществом вызов обеспечения безопасности и эффективности ядерных установок. В связи с этим все больше исследований направлено на повышение безопасности и эффективности существующих реакторов III поколения, а также на разработку новых конструкций IV поколения [9].

Необходимость создания передовых материалов обусловлена требованиями к расширению диапазона рабочих температур и поглощаемого потока нейтронов. Эти факторы существенно влияют на повышение эффективности энергетической установки и продолжительность безопасной эксплуатации. Выбор таких материалов тесно связан с их физическими, химическими и механическими свойствами.

Основные процессы, происходящие в ядерных материалах, связаны с далекими от равновесия состояниями, вызванными столкновениями между падающими частицами высокой энергии и атомами материала. Эти нелинейные межатомные взаимодействия вносят свой вклад в динамику решетки, приводя к образованию различных дефектов, что является важным аспектом для рассеивания энергии удара и поддержания стабильности атомной структуры.

Развитие новых материалов и технологий для ядерной энергетики требует глубокого понимания процессов, происходящих на микро- и наноуровнях, а также их влияния на макроскопические характеристики материала. Исследования в этой области направлены на поиск оптимальных решений для

обеспечения безопасности, надежности и эффективности работы ядерных электростанций в долгосрочной перспективе.

Взаимодействие с падающими частицами высокой энергии в атомной структуре является ключевым моментом в понимании поведения материалов в условиях ядерных реакторов. Когда эти частицы проникают в материал, они вызывают каскады столкновений, которые порождают многочисленные дефекты в атомной решетке [10].

Эти дефекты, такие как межузельные атомы и вакансии, являются точечными дефектами, которые могут объединяться в кластеры, оказывая значительное влияние на механические свойства материала [11, 12]. В результате непрерывного облучения материала образуются поры и дислокационные петли [13], которые изменяют его механическую реакцию, включая упрочнение и снижение пластичности [14]. Понимание этих процессов и их влияния на свойства материалов играет ключевую роль в проектировании безопасных и надежных ядерных установок на всем протяжении их срока службы. Такие изменения механических свойств материала необходимо учитывать на стадии проектирования и эксплуатации реакторов, чтобы обеспечить их безотказную работу и минимизировать риски возможных аварийных ситуаций.

Кроме тех дефектов, которые образуются в результате взаимодействия с высокоэнергетическими частицами, также возможно образование других типов дефектов. Среди них можно выделить топологические дефекты, такие как границы зерен и дислокации [15-17], а также динамические дефекты, включая краудионы [18, 19] и воидионы [20].

Границы зерен и дислокации играют важную роль в механических свойствах материалов, особенно при их облучении. Образование дефектов этого типа может привести к изменениям в структуре материала и его свойствах, что важно учитывать при проектировании ядерных установок.

Краудионы и воидионы представляют собой динамические дефекты, которые могут возникать в результате перемещения атомов в материале.

Увеличение числа атомов, участвующих в движении краудиона, может привести к увеличению пути его распространения и, следовательно, оказать влияние на структурные изменения в материале [21-23].

Важно отметить, что наличие динамических возмущений может существенно повлиять на макроскопические характеристики материала [24]. Поэтому при разработке и выборе материалов для ядерных электростанций необходимо учитывать не только образование классических дефектов, но и их динамическое взаимодействие и влияние на общие свойства материала.

1.2 Образование дефектов в вольфраме при его облучении

Вольфрам (W) был выбран для плазменных компонентов реакторов ITER и DEMO из-за его самой высокой температуры плавления среди металлов, хорошей сопротивляемости распылению, высокой теплопроводности и других благоприятных свойств [1, 25, 26]. Его прочность и структурная целостность играют ключевую роль в обеспечении долговечной и безопасной эксплуатации реактора. Поэтому проблема радиационного охрупчивания вольфрама является важной при проектировании надежных и экономически эффективных компонентов для реакторов синтеза. Атомы вольфрама могут трансмутироваться в рений (Re) и затем в осмий (Os) при облучении нейтронами [27-31]. На рисунке 1 изображены радиационные дефекты после облучения чистого вольфрама.

Согласно расчетам, изначально чистый W будет содержать 3,8 ат.% рения и 1,38 ат.% осмия после 5 лет эксплуатации DEMO [33]. Хотя эти концентрации значительно ниже пределов растворимости в вольфраме (26 ат. % для рения и 5 ат.% для осмия), облучение нейтронами способствует формированию кластеров и осадков, содержащих рений и осмий [34, 35], которые известны тем, что имеют отрицательное влияние на пластичность вольфрамового сплава [36]. На рисунке 2 показаны структурные изображения облученных сплавов вольфрама.

(а) Репрезентативная область внутренней части зерна с порами (белые пятна) и

частицами, богатыми Re/Os; (b) Типичная область границы зерна. Пронумерованными областями являются (1) зона с порами, (2) зона с пиковым количеством пор и (3) вторая зона с порами. Взято из работы [32]. Рисунок 1 - ПЭМ-изображения в ярком поле, полученные при нейтронном

облучении вольфрама

С*- i ^iA-C *

1 STÍ» 10

V

д=110- \Precpitale

% жр

Precipítate, У" f i

/ W,P*3te

Рисунок 2 - ПЭМ-изображения чистых сплавов W и W-Re после нейтронного облучения до 0,90 сна при 500 °С и 0,98 дпа при 800 °С. Взято из работы [35] Формирование некогерентных частиц фаз а и х было обнаружено в исследованиях с помощью трансмиссионной электронной микроскопии [3537]. В то же время сплавы системы Ж-Яв рассматриваются как перспективные материалы для плазменных компонентов благодаря более низкой

чувствительности твердого раствора рения в вольфраме к радиационному охрупчиванию при промежуточных температурах по сравнению с чистым вольфрамом [38-40]. Следует отметить, что рений играет важную роль в ингибировании миграции вакансий [41,42]. В сплавах системы Ж-Яв рений подавляет образование дислокационных петель [43], и, кроме того, увеличение содержания рения может значительно уменьшить размер зерна в сплавах Ж-Яв [44]. Поскольку энергия растворения дейтерия в сплавах системы Ж-Яв выше, чем в чистом вольфраме, общее количество дейтерия в вольфраме значительно снижается при легировании рением [45]. В целом, добавление рения оказывает благоприятное влияние на структуру сплава, поскольку сплавление ультрамелкозернистого вольфрама с рением уменьшает диффузию вдоль границ зерен [46], а плотность дефектов после облучения в чистом вольфраме оказывается выше, чем в сплавах системы Ж-Яв [47-49]. Добавление рения увеличивает прочность на разрыв Ж, но только в ограниченном диапазоне температур от 50 до 200°С [50]. Сплав Ж-Яв с наночастицами 1гС или ТаС показал высокую прочность с благоприятной пластичностью [51-53]. Исследования показали, что эффект смягчения твердого раствора в вольфраме зависит от температуры и концентрации растворенного элемента [54,55].

Температура плавления вольфрама составляет 3695 К, в то время как температура солидуса для Ж-5Яв и Ж-10Яв сильно снижается до 3493 К и 3418 К соответственно [56].

Изменение твердости с течением времени качественно аналогично для всех трех материалов. От температуры окружающей среды до средней температуры (~400 °С) наблюдается быстрое снижение твердости, за которым следует менее чувствительная к температуре атермическая часть при более высоких температурах. Температура перехода между этими двумя различными режимами составляет чуть менее 0,2 от температуры плавления. С увеличением остаточного содержания повышается уровень атермической твердости, в то время как температурная чувствительность уменьшается. Размягчение твердого раствора заметно при комнатной температуре при значениях твердости 6,54,

6,25 и 6,69 ГПа для W, W-5Re и W-10Re, а также может наблюдаться для W5Re при температуре 100 °C и 200 °C. При температуре выше 300 °C эффект меняется на противоположный, и происходит упрочнение твердого раствора [55].

Измеренная твердость в зависимости от температуры гомологии Т/Тпл для трех испытанных материалов показана на рисунке 3.

Testing Temperature (W) [°С]

200 40ft -,-Г--г

сс CL

О 5

чЛ «

с

|4 X

600 1-

800

1000 -

■ w

W5Re

▲ WlORe

Thermal ^ Contribution

»-4

I

-г A thermal Contribution

т 11^*4

Transition я*

Temperature

_I_!_I_._I_I_I_l_

2

0.05 0.10 0.15 0.20 0.25 0.30 0.35 Homologous Temperature T/T [-]

Рисунок 3 - Изменение твердости в зависимости от гомологической температуры Т/Тпл для трех исследованных материалов при постоянных скоростях деформации при вдавливании. Для W-10Re выделен термический и атермический вклад в твердость. Температура перехода между этими двумя режимами хорошо выражена и составляет около 0.2 от температуры плавления.

Взято из работы [55] Однако это преимущество сплавов W-Re не исключает необходимости исследовать влияние радиационно-индуцированного осаждения на пластичные свойства, где не только трансмутированные, но и предсуществующие атомы рения смогут агрегироваться посредством радиационно-ускоренного

диффузионного процесса. Поскольку предотвращение чрезмерного образования диспергированных частиц в вольфраме или сплавах Ж-Яв в среде синтеза почти невозможно, важно понять последствия эволюции структуры и изменений механических свойств, а также условия эксплуатации, при которых вредное влияние радиационно-индуцированного осаждения минимизируется. Под действием облучения нейтронами другие дефекты кристаллической решетки могут образовываться в зернах материала вместе с осадками. Столкновения высокоэнергетических нейтронов с атомами выталкивают их из своих положений и формируют каскад смещенных атомов [10]. После частичного расслабления этих каскадов остаются многочисленные точечные дефекты, т.е. самопроизвольно межузельные атомы и вакансии, которые начинают мигрировать, образуя кластеры, дислокационные петли или пустоты [11-13, 57]. Эти дефекты также являются препятствиями для движения дислокаций и имеют похожий эффект на прочность материала и пластичность, хотя и в меньшей степени. Важно отметить, что чрезмерное осаждение может вызвать нежелательное охрупчивание материала, что может поставить под угрозу надежность компонента при работе в экстремальных условиях. Известным примером является так называемое «475 °С охрупчивание» в сталях из нержавеющей стали, вызванное образованием обогащенных хромом а'-осадков [58]. В суперсплавах легированных рением нежелательное осаждение упакованных фаз также может вызвать охрупчивание [59].

1.3 Экспериментальные исследования и методы компьютерного моделирования процессов радиационного облучения

Несмотря на достаточное количество проведенных исследований, роль радиационно-индуцированного осаждения в эволюции механических свойств материалов под облучением остается плохо изученной. Кроме нескольких экспериментальных отчетов, подчеркивающих значительное влияние осаждения рения на деградацию механических свойств сплавов вольфрама

[60-62], необходимо провести больше исследований для расширения нашего понимания этого явления. Компьютерное моделирование предоставляет средства для детального анализа взаимодействия между микроструктурными особенностями материалов там, где эксперименты сложны. Один из таких подходов - моделирование ab initio - популярно для оценки энергии точечных дефектов структуры ядра дислокаций [43,63-68], механических свойств [69], взаимодействия между различными растворенными элементами и винтовыми дислокациями [70], взаимодействия между атомами рения и его кластерами с винтовыми дислокациями [71], подбора потенциалов W-W, Re-Re и W-Re межатомного взаимодействия [72], но требует значительных вычислительных ресурсов и времени.

Например, этот метод был использован для изучения взаимодействия между атомами Re/Os и дефектами для исследования механизма радиационно-индуцированного осаждения атомов Re/Os в вольфраме [73]. Соответствующие энергии связи как при одновременном, так и при последовательном осаждении показаны на рисунке 4.

Рисунок 4 - Энергия связи кластеров в зависимости от количества элементов в кластере при (а) одновременном и (Ь) последовательном осаждении.

Взято из работы [73] Для одновременных случаев, как показано на рисунке 4(а), энергии связи являются положительными во всех случаях и всегда увеличиваются с

увеличением числа элементов в кластерах, что позволяет предположить, что атомы Re/Os и межузельные атомы являются энергетически выгодной агрегацией в вольфраме.

Суммарные энергии связи кластеров Re/Os-межузельный атом намного больше, чем у чистых кластеров Re/Os [74]. В частности, для кластеров Re энергии связи изменяются с отрицательных значений на положительные в присутствии межузельного атома, что означает, что межузельный атом может значительно стабилизировать кластеры Re/Os в вольфраме. Кроме того, энергия связи кластера Re/Os-межузельный атом также намного больше, чем у комплекса Re/Os-вакансия, что указывает на то, что притяжение между Re/Os и межузельным атомом намного сильнее, чем между Re/Os и вакансией. Кроме того, энергия связи кластера осмия и межузельного атома намного больше, чем у кластера с рением, как показано на рисунке 4(а), что означает, что притяжение между Os и межузельным атомом сильнее по сравнению с притяжением между Re и межузельнымм атомом. В последовательном случае энергии связи также положительны во всех случаях, как показано на рисунке 4(b). Это означает, что комплексы Re/Os-межузельный атом могут захватывать дополнительные атомы Re/Os, что приводит к росту кластера.

Также был проанализирован механизм образования осадков путем кластеризации трансмутированных атомов в чистом вольфраме [75,76].

Было обнаружено, что взаимодействия пар Ta-Ta и Re-Re всегда являются отталкивающими, тогда как взаимодействие пары Os-Os является выгодным в W. Когда число атомов растворенного вещества растет, интенсивность взаимодействия скоплений Tan и Ren становится все более отталкивающим. Это указывает на то, что кластеризация атомов Ta и Re в бездефектном вольфраме практически невозможна, если концентрация растворенного вещества не является чрезвычайно высокой.

На рисунке 5 представлены энергии связи для различных кластеров (вплоть до девяти атомов Ta, Re или Os).

О L -л-т я

2.4

-2.4 l—"-1-1-1-1-1

23456789

Number of solutes, n

Рисунок 5 - Энергии связи кластеров тантала, рения и осмия как функция

Напротив, кластеризация атомов Os в бездефектном вольфраме возможна. Атомы Os проявляют сильную тенденцию занимать участки, близкие к другим атомам Os. Когда число атомов Os увеличивается до 9, взаимодействие кластеров Osn становится более интенсивным, а энергия связи экспоненциально возрастает примерно до 1,8 эВ. Таким образом, растворенные атомы Os с большей вероятностью образуют кластеры и в конечном итоге выпадают в осадок даже в отсутствие вакансий. Что касается геометрии стабильных кластеров Osn, то их конфигурации компактны и демонстрируют хорошую симметрию. Это способствует образованию локально высокой плотности атомов замещения Os в W, тем самым способствуя образованию осадков Os.

Несмотря на то, что очень важно учитывать и понимать вышеописанные и другие факторы, происходящие в облученном материале, проведение ab initio моделирования не всегда является практичным при решение тех или иных задач, и в данном случае могут быть использованы альтернативные методы моделирования.

Метод молекулярной динамики (МД) требует гораздо меньше вычислительных ресурсов по сравнению с методом ab initio и широко

от числа атомов растворенного вещества в системе. Взято из работы [75]

используется для исследования процессов в материалах на атомистическом уровне. В частности, он используется для изучения диффузии вдоль дислокаций [77], взаимодействия между движущимися дислокациями и точечными дефектами [78], взаимодействия между дислокациями и дислокационными петлями [79], агрегации атомов рения на дислокационных петлях в вольфраме [80].

Распределение свободного атомарного объема вокруг ядра винтовой дислокации показано на рисунке 6 (а). Оно обладает анизотропией и имеет форму приближенного треугольника, что аналогично распределению гидростатического напряжения в винтовой дислокации. Это указывает на то, что гидростатическое напряжение может играть решающую роль в распределении свободного объема вакансий в винтовой дислокации. Затем был сопоставлен свободный объем и энергия связи, что показано на рисунке 6 (Ь).

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Шарапова Юлия Равильевна, 2026 год

СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННЫХ ИСТОЧНИКОВ

1 Knaster J., Moeslang A., Muroga T. Materials research for fusion // Nature Phys. 2016. Vol. 12, № 5. P. 424-434.

2 Riesch J. et al. Irradiation effects in tungsten—From surface effects to bulk mechanical properties // Nuclear Materials and Energy. 2022. Vol. 30. P. 101093.

3 Terentyev D. et al. Irradiation embrittlement in pure chromium and chromium-tungsten alloy in a view of their potential application for fusion plasma facing components // Journal of Nuclear Materials. 2021. Vol. 554. P. 153086.

4 Li Y. et al. Radiation-induced precipitation of transmutation elements rhenium/osmium and their effects on hydrogen behavior in tungsten // Progress in Natural Science: Materials International. 2019. Vol. 29, № 3. P. 285-294.

5 Tsugio Y., Masaki O. Production of Low Activity Rhenium by Transmuting Tungsten Metal in Fast Reactors with Moderator // Int J At Nucl Phys. 2019. Vol. 4, № 1.

6 Osetsky Y. Strengthening of tungsten by coherent rhenium precipitates formed during low fluence irradiation // Tungsten. 2022. Vol. 4, № 1. P. 20-27.

7 Liu M., Cowley J. Particle/dislocation interactions in a dispersion strengthened tungsten alloy at ultrahigh temperatures // Scripta Metallurgica et Materialia. 1993. Vol. 28, № 3. P. 307-312.

8 Mihajlovic A., Jovanovic M., Nesic O. Interaction of dislocations with precipitates in a Cu-Be-Ni-Zr alloy // Metals Technology. 1979. Vol. 6, № 1. P. 190-193.

9 Stanculescu A. Worldwide Status of Advanced Reactors (GEN IV) Research and Technology Development // Encyclopedia of Nuclear Energy. Elsevier, 2021. P. 478-489.

10 Byggmastar J. et al. Collision cascades overlapping with self-interstitial defect clusters in Fe and W // J. Phys.: Condens. Matter. 2019. Vol. 31, № 24. P. 245402.

11 De La Rubia T.D. et al. The primary damage state and its evolution over multiple length and time scales: Recent atomic-scale computer simulation studies // Radiation Effects and Defects in Solids. 1999. Vol. 148, № 1-4. P. 95-126.

12 Bonny G. et al. Assessment of hardening due to dislocation loops in bcc iron: Overview and analysis of atomistic simulations for edge dislocations // Journal of Nuclear Materials. 2016. Vol. 473. P. 283-289.

13 Singh B.N. et al. Aspects of microstructure evolution under cascade damage conditions // Journal of Nuclear Materials. 1997. Vol. 251. P. 107-122.

14 Matijasevic M., Lucon E., Almazouzi A. Behavior of ferritic/martensitic steels after n-irradiation at 200 and 300°C // Journal of Nuclear Materials. 2008. Vol. 377, № 1. P. 101-108.

15 Zhang Z., Yabuuchi K., Kimura A. Defect distribution in ion-irradiated pure tungsten at different temperatures // Journal of Nuclear Materials. 2016. Vol. 480. P. 207-215.

16 Edalati K. et al. Microstructural characteristics of tungsten-base nanocomposites produced from micropowders by high-pressure torsion // Acta Materialia. 2012. Vol. 60, № 9. P. 3885-3893.

17 Korznikova G. et al. Microstructure and mechanical properties of Cu-graphene composites produced by two high pressure torsion procedures // Materials Characterization. 2020. Vol. 161. P. 110122.

18 Fitzgerald S.P. Structure and dynamics of crowdion defects in bcc metals // J. Micromech. Mol. Phys. 2018. Vol. 03, № 03n04. P. 1840003.

19 Shepelev I.A. et al. Highly efficient energy and mass transfer in bcc metals by supersonic 2-crowdions // Journal of Nuclear Materials. 2022. Vol. 568. P. 153841.

20 Shepelev I.A. et al. Supersonic voidions in 2D Morse lattice // Chaos, Solitons & Fractals. 2020. Vol. 140. P. 110217.

21 Moradi Marjaneh A. et al. Mass transfer in the Frenkel-Kontorova chain initiated by molecule impact // Phys. Rev. E. 2018. Vol. 98, № 2. P. 023003.

22 Babicheva R.I. et al. Low-energy channel for mass transfer in Pt crystal initiated by molecule impact // Computational Materials Science. 2019. Vol. 163. P. 248-255.

23 Dmitriev S.V., Korznikova E.A., Chetverikov A.P. Supersonic N-Crowdions in a Two-Dimensional Morse Crystal // J. Exp. Theor. Phys. 2018. Vol. 126, № 3. P. 347-352.

24 Singh M. et al. Effect of Discrete Breathers on the Specific Heat of a Nonlinear Chain // J Nonlinear Sci. 2021. Vol. 31, № 1. P. 12.

25 Raffray A.R. et al. High heat flux components—Readiness to proceed from near term fusion systems to power plants // Fusion Engineering and Design. 2010. Vol. 85, № 1. P. 93-108.

26 Bolt H. et al. Plasma facing and high heat flux materials - needs for ITER and beyond // Journal of Nuclear Materials. 2002. Vol. 307-311. P. 43-52.

27 Hu X. et al. Transmutation-induced precipitation in tungsten irradiated with a mixed energy neutron spectrum // Acta Materialia. 2019. Vol. 165. P. 51-61.

28 Klimenkov M. et al. Microstructural analysis of W irradiated at different temperatures // Journal of Nuclear Materials. 2022. Vol. 572. P. 154018.

29 Lloyd M.J. et al. Interaction of transmutation products with precipitates, dislocations and grain boundaries in neutron irradiated W // Materialia. 2022. Vol. 22. P. 101370.

30 Abernethy R.G. et al. Effects of neutron irradiation on the brittle to ductile transition in single crystal tungsten // Journal of Nuclear Materials. 2019. Vol. 527. P. 151799.

31 Koyanagi T. et al. Microstructural evolution of pure tungsten neutron irradiated with a mixed energy spectrum // Journal of Nuclear Materials. 2017. Vol. 490. P. 66-74.

32 Durrschnabel M. et al. New insights into microstructure of neutron-irradiated tungsten // Sci Rep. 2021. Vol. 11, № 1. P. 7572.

33 Gilbert M.R., Sublet J.-Ch. Neutron-induced transmutation effects in W and W-alloys in a fusion environment // Nucl. Fusion. 2011. Vol. 51, № 4. P. 043005.

34 Williams R.K. et al. Irradiation induced precipitation in tungsten based, W-Re alloys // Metall Trans A. 1983. Vol. 14, № 3. P. 655-666.

35 Fukuda M. et al. Microstructural development of tungsten and tungsten-rhenium alloys due to neutron irradiation in HFIR // Journal of Nuclear Materials. 2014. Vol. 455, № 1-3. P. 460-463.

36 Nemoto Y. et al. Microstructural development of neutron irradiated W-Re alloys // Journal of Nuclear Materials. 2000. Vol. 283-287. P. 1144-1147.

37 Tanno T. et al. Precipitation of Solid Transmutation Elements in Irradiated Tungsten Alloys // Mater. Trans. 2008. Vol. 49, № 10. P. 2259-2264.

38 Watanabe S. et al. Tensile and impact properties of tungsten-rhenium alloy for plasma-facing components in fusion reactor // Fusion Engineering and Design. 2019. Vol. 148. P. 111323.

39 Nogami S. et al. Neutron irradiation tolerance of potassium-doped and rhenium-alloyed tungsten // Journal of Nuclear Materials. 2021. Vol. 553. P. 153009.

40 Caillard Dr.D. A TEM in situ study of the softening of Tungsten by Rhenium // Acta Materialia. 2020. Vol. 194. P. 249-256.

41 Armstrong D.E.J., Britton T.B. Effect of dislocation density on improved radiation hardening resistance of nano-structured tungsten-rhenium // Materials Science and Engineering: A. 2014. Vol. 611. P. 388-393.

42 Wang Z. et al. Effect of rhenium on defects evolution behavior in tungsten under irradiation // Nucl. Fusion. 2021. Vol. 61, № 3. P. 036037.

43 Xin T. et al. Evolution of Irradiation Defects in W and W-Re Systems: A Density Functional Theory and Rate Theory Study // Metals. 2023. Vol. 13, № 12. P. 1990.

44 Luo F. et al. The Effect of Rhenium Content on Microstructural Changes and Irradiated Hardening in W-Re Alloy under High-Dose Ion Irradiation // Nanomaterials. 2023. Vol. 13, № 3. P. 497.

45 Wu B.-Y. et al. Effects of rhenium content on the deuterium permeation and retention behavior in tungsten // Journal of Nuclear Materials. 2022. Vol. 565. P. 153709.

46 Kappacher J. et al. Controlling the high temperature deformation behavior and thermal stability of ultra-fine-grained W by re alloying // Journal of Materials Research. 2021. Vol. 36, № 12. P. 2408-2419.

47 He J.C. et al. Microstructural development and irradiation hardening of W and W-(3-26) wt%Re alloys after high-temperature neutron irradiation to 0.15 dpa // Nucl. Fusion. 2006. Vol. 46, № 11. P. 877-883.

48 Fukuda M. et al. Effects of Re Content and Fabrication Process on Microstructural Changes and Hardening in Neutron Irradiated Tungsten // Mater. Trans. 2012. Vol. 53, № 12. P. 2145-2150.

49 Hwang T. et al. Effect of self-ion irradiation on hardening and microstructure of tungsten // Nuclear Materials and Energy. 2016. Vol. 9. P. 430435.

50 Zhang Y.-H. et al. Unveiling the intrinsic rhenium effect in Tungsten // Acta Materialia. 2024. Vol. 264. P. 119586.

51 Miao S. et al. On the ductilization and the resistance to annealing-induced embrittlement of high-strength W-Re and nano-particle doped W-Re-ZrC alloys // Materials Science and Engineering: A. 2022. Vol. 861. P. 144334.

52 Liu R. et al. The synergetic effect of TaC particles and Re alloy on microstructure and mechanical properties in tungsten alloy // Journal of Materials Research and Technology. 2024. Vol. 28. P. 4639-4646.

53 Zheng Z. et al. Preparation, Mechanical Properties and Strengthening Mechanism of W-Re Alloys: A Review // Materials. 2023. Vol. 17, № 1. P. 102.

54 Zhao Y., Marian J. Direct prediction of the solute softening-to-hardening transition in W-Re alloys using stochastic simulations of screw dislocation motion // Modelling Simul. Mater. Sci. Eng. 2018. Vol. 26, № 4. P. 045002.

55 Kappacher J. et al. Thermally activated deformation mechanisms and solid solution softening in W-Re alloys investigated via high temperature nanoindentation // Materials & Design. 2020. Vol. 189. P. 108499.

56 Savitskii E.M. et al. Properties of tungsten-rhenium alloys // Met Sci Heat Treat. 1960. Vol. 2, № 9. P. 483-486.

57 Hasanzadeh S. et al. Three-dimensional scanning transmission electron microscopy of dislocation loops in tungsten // Micron. 2018. Vol. 113. P. 24-33.

58 Peckner D., Bernstein I.M. Handbook of stainless steels. New York: McGraw-Hill, 1977.

59 Rae C.M.F., Reed R.C. The precipitation of topologically close-packed phases in rhenium-containing superalloys // Acta Materialia. 2001. Vol. 49, № 19. P. 4113-4125.

60 Hwang T. et al. Effect of neutron irradiation on rhenium cluster formation in tungsten and tungsten-rhenium alloys // Journal of Nuclear Materials. 2018. Vol. 507. P. 78-86.

61 Klimenkov M. et al. Effect of neutron irradiation on the microstructure of tungsten // Nuclear Materials and Energy. 2016. Vol. 9. P. 480-483.

62 Herschitz R., Seidman D.N. Radiation-induced precipitation in fast-neutron irradiated tungsten-rhenium alloys: An atom-probe field-ion microscope study // Nuclear Instruments and Methods in Physics Research Section B: Beam Interactions with Materials and Atoms. 1985. Vol. 7-8. P. 137-142.

63 Bakaev A. et al. Interaction of carbon with microstructural defects in a W-Re matrix: An ab initio assessment // Journal of Applied Physics. 2019. Vol. 126, № 7. P. 075110.

64 Derlet P.M., Nguyen-Manh D., Dudarev S.L. Multiscale modeling of crowdion and vacancy defects in body-centered-cubic transition metals // Phys. Rev. B. 2007. Vol. 76, № 5. P. 054107.

65 Bakaev A. et al. Trapping of hydrogen and helium at dislocations in tungsten: an ab initio study // Nucl. Fusion. 2017. Vol. 57, № 12. P. 126040.

66 Li H. et al. Dislocation-core symmetry and slip planes in tungsten alloys: Ab initio calculations and microcantilever bending experiments // Acta Materialia. 2012. Vol. 60, № 2. P. 748-758.

67 Tsuru T., Suzudo T. First-principles calculations of interaction between solutes and dislocations in tungsten // Nuclear Materials and Energy. 2018. Vol. 16. P. 221-225.

68 Romaner L., Ambrosch-Draxl C., Pippan R. Effect of Rhenium on the Dislocation Core Structure in Tungsten // Phys. Rev. Lett. 2010. Vol. 104, № 19. P. 195503.

69 Vesti A. et al. Ab-initio investigation of mechanical and fracture-related properties of W-Re a and x precipitates // Journal of Nuclear Materials. 2023. Vol. 577. P. 154261.

70 Tsuru T. et al. Anomalous solution softening by unique energy balance mediated by kink mechanism in tungsten-rhenium alloys // Journal of Applied Physics. 2020. Vol. 127, № 2. P. 025101.

71 Li Y.-H. et al. Transition from ductilizing to hardening in tungsten: The dependence on rhenium distribution // Acta Materialia. 2019. Vol. 181. P. 110-123.

72 Chen Y. et al. New interatomic potentials of W, Re and W-Re alloy for radiation defects // Journal of Nuclear Materials. 2018. Vol. 502. P. 141-153.

73 Li Y.-H. et al. Towards understanding the mechanism of rhenium and osmium precipitation in tungsten and its implication for tungsten-based alloys // Journal of Nuclear Materials. 2018. Vol. 505. P. 30-43.

74 Li Y.-H. et al. Behaviors of transmutation elements Re and Os and their effects on energetics and clustering of vacancy and self-interstitial atoms in W // Nucl. Fusion. 2017. Vol. 57, № 4. P. 046006.

75 You Y.-W. et al. Clustering of transmutation elements tantalum, rhenium and osmium in tungsten in a fusion environment // Nucl. Fusion. 2017. Vol. 57, № 8. P. 086006.

76 Xue B. et al. Phase-field modeling of the clustering of transmutation element rhenium in irradiated tungsten // Journal of Nuclear Materials. 2022. Vol. 566. P. 153810.

77 Starikov S. et al. Atomistic simulations of pipe diffusion in bcc transition metals // Acta Materialia. 2023. Vol. 260. P. 119294.

78 Xu B.-C. et al. Atomic study of the trapped and migration patterns of point defects around screw dislocation in tungsten // Nuclear Materials and Energy. 2023. Vol. 34. P. 101400.

79 Lin P. et al. Atomic irradiation defects induced hardening model in irradiated tungsten based on molecular dynamics and CPFEM // International Journal of Plasticity. 2024. Vol. 174. P. 103895.

80 Yang T.-R. et al. Influence of rhenium-decorated dislocation loops on edge dislocation gliding in tungsten // Scripta Materialia. 2023. Vol. 235. P. 115624.

81 Terentyev D., Bacon D.J., Osetsky Y.N. Interaction of an edge dislocation with voids in a-iron modelled with different interatomic potentials // J. Phys.: Condens. Matter. 2008. Vol. 20, № 44. P. 445007.

82 Anento N., Serra A. Interaction of a mobile {1 1 2} grain boundary with radiation induced defects in a-Fe: Transformation of defects and impact on the shear-coupled grain boundary migration // Computational Materials Science. 2020. Vol. 179. P. 109679.

83 Kvashin N. et al. Atomic processes of shear-coupled migration in { 112 } twins and vicinal grain boundaries in bcc-Fe // Phys. Rev. Materials. 2020. Vol. 4, № 7. P. 073604.

84 Monnet G., Terentyev D. Structure and mobility of the 12{ 112} edge dislocation in BCC iron studied by molecular dynamics // Acta Materialia. 2009. Vol. 57, № 5. P. 1416-1426.

85 Bonny G., Bakaev A., Terentyev D. Assessment of hardening due to noncoherent precipitates in tungsten-rhenium alloys at the atomic scale // Sci Rep. 2019. Vol. 9, № 1. P. 16215.

86 Tanno T. et al. Effects of Transmutation Elements on Neutron Irradiation Hardening of Tungsten // Mater. Trans. 2007. Vol. 48, № 9. P. 2399-2402.

87 Osetsky Yu.N., Bacon D.J. Atomic-scale mechanisms of void hardening in bcc and fcc metals // Philosophical Magazine. 2010. Vol. 90, № 7-8. P. 945-961.

88 Rau R.C., Ladd R.L., Moteff J. Voids in irradiated tungsten and molybdenum // Journal of Nuclear Materials. 1969. Vol. 33, № 3. P. 324-327.

89 Tanno T. et al. Microstructure Development in Neutron Irradiated Tungsten Alloys // Mater. Trans. 2011. Vol. 52, № 7. P. 1447-1451.

90 Plimpton S. Fast Parallel Algorithms for Short-Range Molecular Dynamics // Journal of Computational Physics. 1995. Vol. 117, № 1. P. 1-19.

91 Bonny G. et al. Interatomic potential to study plastic deformation in tungsten-rhenium alloys // Journal of Applied Physics. 2017. Vol. 121, № 16. P. 165107.

92 Stukowski A. Visualization and analysis of atomistic simulation data with OVITO-the Open Visualization Tool // Modelling Simul. Mater. Sci. Eng. 2010. Vol. 18, № 1. P. 015012.

93 Hirth J.P., Lothe J. Theory of dislocations. New York: McGraw Hill Book Company, 1972. 495 p.

94 Wang Q. et al. Coherent Precipitation and Strengthening in Compositionally Complex Alloys: A Review // Entropy. 2018. Vol. 20, № 11. P. 878.

95 Melander A., Persson P.A. The strength of a precipitation hardened AlZnMg alloy // Acta Metallurgica. 1978. Vol. 26, № 2. P. 267-278.

96 Ardell A.J. Precipitation hardening // Metall Trans A. 1985. Vol. 16, № 12. P. 2131-2165.

97 Bacon D.J., Kocks U.F., Scattergood R.O. The effect of dislocation self-interaction on the orowan stress // Philosophical Magazine. 1973. Vol. 28, № 6. P. 1241-1263.

98 Bryskin B.D., Carlen J.-C. Sigma Phase in Tungsten-Rhenium Alloys. I // Materials and Manufacturing Processes. 1996. Vol. 11, № 1. P. 67-81.

99 Cottrell G.A. Sigma phase formation in irradiated tungsten, tantalum and molybdenum in a fusion power plant // Journal of Nuclear Materials. 2004. Vol. 334, № 2-3. P. 166-168.

100 Marinica M.-C. et al. Interatomic potentials for modelling radiation defects and dislocations in tungsten // J. Phys.: Condens. Matter. 2013. Vol. 25, № 39. P. 395502.

101 Khalikov A.R. et al. Planar Superstructure Defects in Ordered Alloys with $$L1_0$$ Structure // Met. Mater. Int. 2023. Vol. 29, № 6. P. 1712-1722.

102 Orowan E. Discussion on internal stresses // In Symposium on Internal Stresses in Metals and Alloy. 1948. Vol. Institute of Metals London: London, UK. P. 451-453.

103 Gerold V., Pham H.-M. Precipitation hardening by misfitting particles and its comparison with experiments // Scripta Metallurgica. 1979. Vol. 13, № 9. P. 895898.

104 Shukeir M., Dupuy L., Devincre B. Simulation of Orowan's mechanism using dislocation dynamics based on the non-singular elastic theory. 2019.

105 Queyreau S., Monnet G., Devincre B. Orowan strengthening and forest hardening superposition examined by dislocation dynamics simulations // Acta Materialia. 2010. Vol. 58, № 17. P. 5586-5595.

106 Stukowski A. Structure identification methods for atomistic simulations of crystalline materials // Modelling Simul. Mater. Sci. Eng. 2012. Vol. 20, № 4. P. 045021.

107 Stukowski A., Bulatov V.V., Arsenlis A. Automated identification and indexing of dislocations in crystal interfaces // Modelling Simul. Mater. Sci. Eng. 2012. Vol. 20, № 8. P. 085007.