Содержание к диссертации
Введение
Методы и результаты исследований образования интерметаллидов в системе NI-AL 10
1.1. Система Ni-Al 10
1.2. Диффузия 13
1.3. Самораспространяющийся высокотемпературный синтез (СВС) 22
1.4. Компьютерный эксперимент- Методы компьютерного моделирования в физике твёрдого тела 32
1.4.1 Масштабные уровни исследования в физике твёрдого тела 33
1.4.2 Обзор некоторых результатов компьютерного моделирования на микроскопическом атомном уровне 39
1.5. Постановка задачи ,..< 41
П. Построение компьютерной модели 43
2.1. Описание модели 43
2.2. Выбор потенциалов для описания межатомного взаимодействия 47
2-3- Структурные характеристики системы и способы визуализации 54
2.4. Эксперименты по тестированию температуры начала диффузионных 62
процессов в структуре чистых металлов
III. Исследование процесса растворения компонентов в системе Ni-Al
3.1 Растворение наночастиц А1 идеально-симметричной шестиугольной формы разного размера в никелевой матрице
3-2. Зависимость скорости полного растворения частиц от температуры и времени компьютерного эксперимента
33. Влияние точечных дефектов на процесс растворения частицы А1 85
3.4. Влияние одиночной бивакансии на начало диффузионных процессов в бикристалле Ni+Al
3.5. Влияние формы внедренной частицы А1 на начала диффузионных процессов 95
IV. Исследование процессов фаз о образования в системе Ni-Al с концентрацией компанентов, соответствующих фазам NIjAL и NIAL 99
4.1. Исследование процессов перестройки бикристалла Ni+Al, содержащего 30% и 50% атомов А1 99
4.2. Исследование растворения частицы А1 в Ni матрице в зависимости от времени импульсного разогрева 108
43. Исследование растворения частицы А1 в Ni матрице при циклических процессах импульсного разогрева с закалкой в зависимости от времени компьютерного эксперимента 109
4,4. Исследование растворения частицы А1 в Ni матрице в процессе импульсного разогрева в нарастающей серии динамических экспериментов в зависимости от времени 121
V- Исследование процессов взаиморастворения механической смеси, представляющей собой n1 матрицу и частицу al сложной формы 122
5Л. Исследование изменения структуры сплава в процессе динамических экспериментов 122
5,2.Исследозание изменения структуры сплава в процессе механоактивируїощей обработки 140
Заключение 151
Литература
- Самораспространяющийся высокотемпературный синтез (СВС)
- Структурные характеристики системы и способы визуализации
- Зависимость скорости полного растворения частиц от температуры и времени компьютерного эксперимента
- Исследование растворения частицы А1 в Ni матрице при циклических процессах импульсного разогрева с закалкой в зависимости от времени компьютерного эксперимента
Введение к работе
В настоящее время в промышленности, на транспорте, в быту применяются новейшие материалы: пластмассы, керамика, стекло, композиты.
Однако доля применения металлов и сплавов не уменьшается, так как в таких
областях, как военная, авиационная и космическая промышленность, когда
техника призвана работать в условиях высоких скоростей, перепадов высоких
h , и низких температур, агрессивных сред, ударных нагрузок, применяемые
материалы должны обладать высокой удельной прочностью, жаростойкостью и теплопроводимостью и рядом специальных свойств, то есть применение металлов и сплавов не уменьшается. Среди групп металлов и сплавов важную роль в качестве практического применения, как конструкционные или жаропрочные сплавы играют упорядоченные сплавы и интерметалл иды. Одной из самых главных особенностей этих сплавов является положительная температурная зависимость предела текучести; особенно это свойство, проявляется в системе Ni-AL Получение таких соединений из реагентов может происходить при синтезе сжиганием, или самораспространяющемся
^ 1 высокотемпературном синтезе (СВС), - новая технология получения
материалов, основанная на прямом синтезе неорганических соединений в экзотермических реакциях между химическими элементами [1]. Аналогичные процессы происходят при механоактивирующей обработке смеси микропорошков А1 и Ni. Реагенты в СВС процессах используются в виде
ф тонкодисперсных порошков, тонких пленок, жидкостей и газов. Исследование
динамику СВС и фазообразования при синтезе на микроскопическом (атомном) уровне в реальных экспериментах, является трудной задачей, В первую очередь это связано с высокими скоростями и температурами реакции СВС.
Решение подобных вопросов с помощью реальных экспериментов в настоящее время представляется возможным проводить лишь косвенно, причем приходится учитывать те или иные побочные явления, которые
зачастую непРост0 отделить от явлений исследуемых. Реальные эксперименты позволяют изучать процесс самораспрространяющегося высокотемпературного синтеза образования интерметаллидов , как правило, по начальным и конечным состояниям структуры.
Одним из решений этой проблемы является использование метода компьютерного моделирования. Компьютерное моделирование появилось в физике твердого тела сравнительно недавно. Помимо прочего, оно позволяет исследовать на атомном уровне динамику как быстропротекающих (СВС), так и длительных по времени процессов (старение). Данный метод является дополнением к известным экспериментальным и теоретическим методам исследования, зачастую выступая в роли связующего звена между ними. Компьютерная модель может служить как средством апробации теоретических представлений, так и, наоборот, объяснять или прогнозировать явления, ранее не освещенные теорией и экспериментом в полной мере.
Таким образом, представляется актуальным изучение методами компьютерного моделирования процесса образования интерметаллических фаз и фаз соединений при самораспространяющемся высокотемпературном синтезе и механоактивирующей обработке в металлах на атомном уровне.
В настоящей работе использовался метод молекулярной динамики, основные достоинства которого по сравнению с другими методами компьютерного моделирования заключаются в том, что атомы в нем не привязаны к узлам идеальной кристаллической решетки. Движение атомов описывается с помощью дифференциальных уравнений движения Ньютона, что позволяет наиболее реалистично моделировать процессы структурно-энергетической перестройки системы при термоактивации и выдержки во времени. Время в методе молекулярной динамики соизмеримо с реальным временем, что позволяет достаточно просто получать значения коэффициентов диффузии и другие характеристики, связанные со временем.
Исследования фазообразоваиия при СВС и механоактивирующей обработке смеси микропорошков проводились для двумерных частиц Ni и А1 с
б ГЦК решеткой. Выбор двумерной системы обусловлен в первую очередь тем, что трехмерные системы требуют значительно больше машинного времени. Кроме того, двумерные модели позволяют проводить структурный анализ с применением более простых и наглядных визуализаторов по сравнению с теми, которые используются в трехмерных моделях. Распространение результатов, полученных в двумерных моделях» на реальные трехмерные материалы является условным, но с другой стороны двумерные металлы имеют упаковку, соответствующую плоскости {111} ГЦК металлов, - наиболее плотноупакованной плоскости.
Цель настоящей работы заключается в изучении на атомном уровне особенностей образования зародышей и кластеров интерметаллических фаз и фаз соединений при СВС- синтезе и механоактивирующей обработке смеси микропорошков в двумерных металлах с помощью метода молекулярной динамики.
Диссертация состоит из введения, пяти глав и заключения.
В первой главе диссертации проводится обзор, имеющихся на данный момент теоретических представлений о бинарной системе Ni-Al и фазовом составе данной системы. Особое внимание уделяется механизмам, развивающихся процессов диффузии, протекающих в условиях импульсного разогрева металлов. Приводится описание существующих теоретических и экспериментальных методов исследования процессов СВС- синтеза. Рассмотрены экспериментальные методы исследования СВС- синтеза для систем сложных по структуре, взаимодействующих компонентов: различной формы частиц, доли содержания компонентов. Кроме того, в первой главе описаны методы компьютерного моделирования, применяемые в физике конденсированного состояния. В конце первой главы сформулированы основные задачи диссертационной работы.
Вторая глава посвящена проблеме моделирования процесса фазообразования при реакции СВС и механоактивирующей обработке смеси микропорошков в двумерных системах методом молекулярной динамики. В
начале главы излагается суть и основные ограничения модели. Приводится обоснование выбора потенциалов межатомных взаимодействий, используемых в модели. В этой главе рассмотрены: процедура построения исследуемых расчетных блоков, процедура релаксации и процедура импульсного разогрева. В заключительной части второй главы приводится описание основных визуализаторов структуры, используемых при изучении механизмов фазообразования при импульсном разогреве, и тестирование начальных температур диффузионных процессов в чистых металлах Ni и АІ без дефектов и наличием точечных дефектов (вакансии, бивакансии и тривакансии).
В третьей главе диссертации описывается построение объекта
исследования. В качестве объекта взята тонкая плёнка двумерного матричного
кристалла Ni, в которую вкладывается наночастица А1 шестиугольной формы,
0 содержащая от 7 до 439 атомов. Обосновано, проведение процедуры
релаксации исследуемого блока, которая применяется для снятия возникающих
упругих напряжений. Приводятся результаты компьютерных экспериментов, в
которых на процесс начала структурно- энергетической перестройки
бикристалла Ni+Al влияет размер частицы А1 и её форма. Кроме этого
рассмотрено влияние точечных дефектов на температуру начала
диффузионных процессов и стуктурно- энергетическую перестройку в
* бикристаллах при импульсном разогреве. Определены температурные
интервалы активации процесса миграции точечных дефектов в зависимости от их расположения относительно межфазной границы.
В четвертой главе приводятся результаты компьютерного моделирования образования зародышей и кластеров фаз для матричного кристалла Ni состава, равного в атомном измерении 70% на расчетный блок и внедрённой частицей А1- 30%, что соответствует концентрации компонентов интерметаллида Ы1зА1 со сверхструктурой 1Л2. И для кристалла Ni состава, равного в атомном измерении 50% на расчетный блок и внедрённой частицей А1- 50%, что соответствует концентрации компонентов интерметаллиде NiAl. Для снятия упругих напряжений, возникающих из-за двух факторов: разница в
эффективных размерах атомов Ni и А1, а также различие в температурной зависимости коэффициентов линейного расширения, было определено, что необходимо вводить в расчетный блок свободный объем. В этой главе оценивается величина свободного объема, путем тестирования случаев введения разного количества свободного объема. Получено, что при избыточном свободном объеме, образуется пора, которая блокирует диффузионные процессы в бикристалле. Были определены температуры начала диффузионных процессов для смоделированных расчетных блоков. Рассмотрено влияние процедуры закалки на процесс структурно-энергетической перестройки системы в последовательной серии компьютерных экспериментов- Проанализировано количественное изменение зародышей и кластеров фаз в динамических сериях экспериментов,
В пятой главе диссертации производилось исследование процессов взаиморастворения механической смеси, представляющей собой Ni матрицу и частицу AI сложной формы с выпуклыми и вогнутыми областями при термоактивации в динамической серии экспериментов, В результате экспериментов было получено, что процесс диффузионного перемешивания А1 и Ni с образованием зародышей новых фаз имеет место на вогнутых поверхностях частицы А1, затем следует термоактивная перестройка выпуклой поверхности, вблизи границы. Исследования расчетного блока при термоактивации и временной выдержке показали, что растут и образуются зародыши и кластеры новых фаз преимущественно NiAl и Ni3Al, и увеличивается доля разупорядоченной фазы. Кристаллографически бикристалл представляет собой множество наноструктурных блоков с широкими границами раздела. Рассмотренные эксперименты показали, что разупорядоченная фаза в системе Ni-Al, стремится организовать структурный порядок на фоне сверхструктурного порядка, по которому могли бы развиваться интерметаллические фазы в системе. Было определено, что для решения задачи получения максимального количества зародышей и кластеров интерметаллических фаз при синтезе в системе Ni-Al необходимо после
разогрева системы инициирующего активные фазовые превращения выполнить процедуру отжига, оптимальную температуру отжига можно определить экспериментально.
Научная новизна диссертационной работы заключается в том, что на основе метода молекулярной динамики были смоделированы и подробно рассмотрены на атомном уровне процессы взаиморастворения компонентов системы Ni-Al. Показано, что они зависят от многих факторов: размера и формы взаимодействующих частиц системы Ni-Al, начальной температуры импульсного разогрева, времени выдержки, наличия точечных дефектов (вакансий, бивакансий, пар Френкеля, дефектов замещения), наличие деформации, доли свободного объема, при различных процессах внешнего воздействия на исследуемый блок: динамическом разогреве, закалке, отжиге и термоциклировании.
Практическая ценность диссертационной работы заключается в том, что полученные результаты могут быть использованы для развития теории диффузии и процессов фазообразования, для создания математических моделей. Кроме того, результаты компьютерного моделирования могут быть использованы практиками - материаловедами для изучения процессов фазовых превращений при СВС- синтезе.
На защиту выносятся следующие положения:
Влияние температуры и времени компьютерных экспериментов, размеров и формы частицы, наличия точечных дефектов (вакансий, бивакансий) и избыточного свободного объема на интенсификацию взаимодиффузии компонентов при твердофазном взаимодействии.
При высоких температурах вклад в структурно- энергетическую перестройку бикристалла могут вносить динамические пары Френкеля
Образование и развитие кластеров интерметаллических фаз подавляет разупорядоченная фаза, так как структурный порядок энергетически первичен по отношению к сверхструктурному порядку.
Самораспространяющийся высокотемпературный синтез (СВС)
Классическая теория Зельдовича-Франк-Каменецкого, названная равновесной [58], связывает скорость фронта с процессами, протекающими в высокотемпературной части волны при полном превращении реагентов, т. е, при достижении термодинамического равновесия в волне горения. Однако применение такой равновесной концепции к горению конденсированных систем ограничено.
Реагенты в СВС процессах используются в виде тонкодисперсных порошков, тонких пленок, жидкостей и газов. Наиболее распространены два типа систем: смеси порошков (спрессованные или насыпной плотности) и гибридные системы газ-порошок (или спрессованный агломерат). Известны СВС- процессы и в системах: порошок-жидкость» пленка-пленка, газ-газ [59]. Главные требования к структуре исходной системы - обеспечение условий для эффективного взаимодействия реагентов. Сырьем для СВС служит, как правило, смесь порошков компонентов (так называемая шихта). Шихта в СВС- процессах может находиться в вакууме, на открытом воздухе, в инертном или реагирующем газе под давлением. При этом могут варьироваться способы подготовки шихты, способы инициации СВС и методы воздействия на образец во время горения. Способы инициации СВС определяют режим горения: фронтальный или тепловой взрыв. Наиболее распространены три типа горения: - безгазовое (горение в перемешанных системах без газовыделения или с выделением небольшом) количеств&примесного газа) - фильтрационное (горение в гибридных системах с фильтрационным подводом газообразного реагента к фронту горения) - многофазное (горение в многофазных средах - исходных или образующихся) В реакции СВ- синтеза для металлических систем, таких как Ni-Al и Ti-Al необходимо учитывать некоторые параметры: геометрико- морфологические характеристики исходных материалов (в частности Ni и А1), степень влияния на процесс синтеза и свойств целевых продуктов варьирования, как характеристик компонентов, так и условий горения. При изучению работ по СВ- синтезу этот процесс можно представить на основе двух подходов:
1) макрокинетический подход, в рамках которого анализируются температурно- скоростные параметры реакции СВС 2) физико-химический подход, в рамках которого происходит наблюдение за реагирование среды в ходе СВ- синтеза с точки зрения физико-химических процессов на микро или макро уровне.
Макроскопический подход исследования процессов СВС базируется на макрокинетических методах, т.е. целью данного подхода является изменение температур и скоростей горения, а также характеристики исходных материалов- Этот подход позволил разработать рекомендации к технологиям проведения СВ- синтеза. Но у этого подхода имеется ряд недостатков: при повторном исследовании необходимо производить анализ входных компонентов (дисперсность, содержание примесей, способ получения порошков), анализ аппаратного обеспечения (геометрические размеры и конструкция технологического реактора). Поэтому исследование механизма взаимодействия, т.е. последовательностей физико- химических процессов протекания СВ- реакции является более выгодным методом. Рассмотрим некоторые методики СВС процесса. СВ- процесс горения капиллярного растекания [60,61], т.е. когда для более легкоплавкого компонента системы наблюдается два процесса: растекание расплавленного компонента по порам ячейки за счёт сил поверхностного натяжения и смачивания и химическое взаимодействие расплавленного компонента со вторым компонентом смеси.
Механизм СВ- процесса в зависимости от волны горения [61,62] в этих работах было показано, что реакция СВС (горения) протекает узкими зонами- фронтом. Скорость распространения фронта и максимальная температура измерялись обычным путём разбавления состава инертом (конечным продуктом) или повышением начальной температуры процесса. В работах Некрасова У.АМ Максимова Ю-М. [63-65] описывался процесс в эвтектической жидкости, которая образуется в зоне горения и расплаве переменного состава, находящихся в зоне реакции, что приводит к быстрому растворению компонентов. Данные исследования позволили объяснить влияние начальной температуры на процесс формирования структуры в зоне горения для различных составов. В этих работах для составов, лежащих в двуфазной области (жидкофазной и твердофазной), температура горения находится между солидусной и ликвидусной температурами диаграмм состояния. Предложенная модель хорошо согласуется со степенным законом взаимодействия компонентов установленным в работе Мержанова АХ. [66]. В большом количестве работ Мержанова А.Г. [67,68] произведен фундаментальный анализ влияния фазового перехода на механизм горения, В работах было показано, что тепловыделение за счет реакции СВС и теплопоглощение при фазовом переходе равны. Были рассмотрены две модели горения: когда фазовый переход находится в зоне горения, (такая модель характеризуется полным превращением в зоне горения) и когда зона фазового перехода экранизирует действие волны горения. Одним из вариантов модели второго рода можно считать модель высокотемпературного плавления при горении состава со стехиометрией моноалюминида никеля [69]. В соответствии с этой моделью в зоне горения происходит плавление вещества, и оно протекает одновременно с реакцией горения
Структурные характеристики системы и способы визуализации
Точность определения таких параметров при внешних условиях воздействия оказывается несколько меньшей по сравнению со структурными параметрами и выражается только в процентах. Более сложной задачей является экспериментальное определение энергетических характеристик материала, в зависимости от применения методов экспериментального определения состояния материала и методов определения разброс данных эта характеристика может колебаться в приделах вплоть до 100 % [43,144].
Важным элементом компьютерного моделирования является подбор соответствующих критериев и параметров, по которым должен происходить анализ результатов компьютерного эксперимента [151]. Анализ энергетических составляющих компьютерного эксперимента выполняется по средствам расчёта энергии всей системы в интервалах времени компьютерного эксперимента. При этом желательно, если есть необходимость разделить кинетическую и потенциальную составляющие энергии системы. Так как, при внешних воздействиях должно происходить перераспределение плотности в размещении атомов, то энергия, приходящаяся на отдельный атом или группы атомов, может быть также неоднородной. Для оценки степени неоднородности распределения энергии по системе применяются различные визуштизаторы (рис.2.2). и=-2Є0О,193зБ по атомам
Например, по оттенкам от белого до чёрного можно рассматривать перераспределение энергии в системе, введя соответствующие масштабные коэффициенты [120], Подобным же образом, можно показать перераспределение сил в локальных областях исследуемой системы.
Другой способ визуализации вблизи каждого атома можно выделить линии, вдоль, которых энергия взаимодействия с соседями постоянна, то есть изоэнергетические линии, по плотности их распределения просматриваются зоны энергетических неоднородностеи в материале. Изменение структуры в материале отображается при помощи визуализаторов структуры (рис 2.3.).
В компьютерном эксперименте требуется выделить наиболее существенные элементы, по которым можно оценить корреляцию компьютерного эксперимента с реальным. Такими параметрами могут быть: температуры различных фазовых переходов, энергии активации различных процессов, параметры ближнего и дальнего порядка, энергии образования различных типов дефектов и другие. Часто проблема визуализации результатов компьютерного эксперимента оказывается трудноразрешимой, поэтому целесообразно на первых этапах предельно упростить компьютерный эксперимент с тем, чтобы найти необходимый метод и способ его анализа. Так, например, при решении задач, связанных с диффузией атомов, за их траекториями удобно наблюдать, используя модель двумерной гексагональной упаковки материала, В реальном эксперименте при термоактивации в кристалле с ГЦК решёткой, диффузия развивается вдоль плотноупакованных направлений, таковыми являются плоскость {111} в гексагональной упаковке. Двумерная модель может быть представлена, как развёртка тетраэдра Томсона [ 152] со сторонами, соответствующими плоскости {111}.
Временной шаг, предназначенный для итерации по времени движения частиц в методе молекулярной динамики, во всех экспериментах был равен 0,01 пс = ДО"14 с. Во всех экспериментах настоящей работы в методику создания начальных конфигураций и анализ структуры системы Ni-Al во время основных экспериментов на различных этапах взаимодействия входило сверхбыстрое охлаждение расчетных ячеек (включая случаи, когда в расчетной ячейке присутствовала жидкая фаза). Сверхбыстрое охлаждение в компьютерной модели осуществлялось путем многократного зануления скоростей атомов. Продолжительность такой процедуры в модельном времени обычно составляла 5-15 пс (5-Ю16- 15-Ю16 итераций). В молекулярной динамике известен и другой способ сверхбыстрого охлаждения [ 153], когда на каждом временном шаге рассчитываются направления сил, действующих на каждый атом системы, и атомы смещаются в этих направлениях на одно и то же расстояние (например, 0,02 А [153]).
Для изучения процессов, протекающих в бикристалле, в настоящей работе применялось несколько способов визуализации: визуализатор распределения атомов в кристалле; визуализатор траекторий перемещения атомов; визуализатор изменения фазового состава; визуализатор деформации атомных рядов, В экспериментах фиксировались такие параметры, как коэффициент диффузии, средняя потенциальная энергия кристалла в охлажденном состоянии и средняя энергия, приходящаяся на один атом.
Зависимость скорости полного растворения частиц от температуры и времени компьютерного эксперимента
Компьютерный эксперимент был проведён в интервалах времени от $0 пс до 150 пс, В результате эксперимента частица AI, состоящая из 7 атомов, частично растворилась при температуре 1850 К за время эксперимента 80-ЮОпси полностью растворилась за 150 пс [163].
Как видно из представленных визуализаторов (рис 3.2) распределения плотноупакованных атомных рядов в интервале времени от 80 пс до 100 пс (рис 3.2,6 и рис 3.2,в) имеется изменение в плотности распределения атомных рядов при прохождении их через частицу А1, что связано с различиями в размерах атомов А1 и Ni. На рисунке 3.2,а видно образование вакансии и смещенного в междоузлие атома в никелевой матрице, что соответствует дефекту Френкеля. Этот результат представлен, как пример, структурной перестройки кристалла в результате флуктуации в смещениях атомов при определённой температуре, которые вызывают образования подобных комплексов дефектов. Так как диффузионные процессы протекали в никелевой матрице, частица А1 сохраняется. В частности в двух из проведённых экспериментов такая ситуация была реализована, В экспериментах продолжительностью 80 пс и 100 пс, при данной температуре пары Френкеля не образуются и действуют кольцевые механизмы безвакансионного перемещения атомов, краудионные механизмы смещения атомов вдали от алюминиевой частицы. При этом коэффициент диффузии составляет величину на порядок меньше по сравнению со случаем продолжительностью 50 пс, когда образуется пара Френкеля, В случае образования пары Френкеля наблюдается образование дислокаций вблизи междоузельного атома и дислокационной петли вблизи вакансии. Образование пары Френкеля показано на рис 3,3, Рассматривая картины плотноупакованных атомных рядов, при полном растворении частицы за время 150 пс (рис 3.2?г), наблюдается выравнивание атомных рядов в области частицы А1. В никелевой ячейке возникают дефекты Френкеля, но в отличие от предыдущего случая (продолжительностью 50 пс)? образовалась бивакансия и соответственно два междоузельных атома в никелевой матрице (рис 33,6), Вблизи данных типов дефектов возникают диполи дислокаций вокруг междоузельных атомов и дислокационные петли вблизи вакансий [163].
На рис 3 А показаны траектории атомных смещений в четырёх интервалах времени продолжительности компьютерного эксперимента. Рассматривая первый случай, траектория движения пары Френкеля не касается частицы А1 (рис 3.4,а), это связано с тем, что параметр решётки алюминиевой частицы больше по сравнению с параметром решётки никелевой матрицы, вокруг неё возникает область деформации всестороннего растяжения кристалла. Как видно из рисунков (рис 3,4,6 , рис 3.4,в и рис 3.4,г), только в последнем случае траектории атомных смещений пронизывают А1 частицу, этого оказывается достаточно для её растворения. Причём при меньшем интервале времени эксперимента, составляющем 80 пс, кольцевые механизмы представляются перемещением атомов по ромбу, трапеции и шестиугольнику. С ростом продолжительности эксперимента возрастает разнообразие кольцевых механизмов перемещений атомов, Краудионные механизмы перемещения атомов оказываются протяжёнными и могут пронизывать весь исследуемый блок кристалла. В последнем эксперименте (150 пс) возникновение пар Френкеля в никелевой матрице порождают длинные не только краудионные, но и кольцевые механизмы диффузии.
Анализируя структуру фазового состава (рис 3.5), можно видеть, что начальный процесс разрушения частицы А1 характеризуется образованием зародышей нестабильной фазы NiAb (рис 3,5,а), при увеличении продолжительности, до 80 пс видно изменение фазового состава, появляются зародыши более стабильных фаз Ni2Al и Ni3Al (рис 3.5?б и рис 3.5,в); при полном растворении ячейки А1 возникают стабильные кластеры кристаллической фазы №зА1 (рис 3.5, г) [164]. 3.2.2 Эксперимент по растворению AI частицы, состоящей из 19 атомов
В случае симметричной частицы А1, состоящей из 19 атомов, как показано на рис 3.6 определённая структурная перестройка начинается при температуре 1650 К. В этом случае частица AI деформируется, при этом один из атомов А1 диффундирует в никелевую матрицу, как показано на рис 3.6(1), а атом Ni продвигается в середину частицы алюминия (рис 3,6(2)) [165]-
Исследование растворения частицы А1 в Ni матрице при циклических процессах импульсного разогрева с закалкой в зависимости от времени компьютерного эксперимента
Вследствие этого, возле поверхности частицы, в основном образовались зародыши фазы NiAh, а с удалением от границы раздела фаз преобладают зародыши и кластеры фазы Ni2Al и Ni3Al. В реальном СВ- синтезе на начальных этапах растворения А1 в Ni также имеет место градиент концентрации компонентов и соответствующее ему распределение зародышей фаз [88]
Из рис, 3.22,6 видно, что при увеличении времени компьютерного эксперимента до 1200 пс частица алюминия полностью растворилась (процентное содержание А1 равно 0%), исчезли зародыши фазы NiAh, преобладавшие в компьютерном эксперименте продолжительностью 200 пс (процентное содержание NiAl3 составляло 0,77%) и увеличилась концентрация более стабильных зародышей и кластеров фаз NiAl, Ni2Ai, Ni3AL
На рис.3-23 представлен график изменения фазового состава расчётной ячейки в процессе эксперимента, из которого видно, что зародыши интермст&шшчсеких фаз появлялись и растворялись в расчетной шейке тш время компьютерного эксперимента. Их нестабильность связана, в первую очередь, с высокой температурой расчетной ячейки, превышающей на последних стадиях растворения температуру плавления всех возможных зародышей ш. кластеров крнсяашічесісях фаз (ТшАг93Ж, T NrJ728K, [IS]), Кроме того, нестабильность зародышей может быть связана с их малыми размерами, которые меньше некоторого критического [168]. б) РисЛ.23.1 рафики измейение фазового состава расчетной ячейки в процессе эксперимента: а) разупарядотениая фаза; 5) зародышей упорядоченных фаз Из рис-3.23 видно, что к моменту времени 1000 пс в расчетной ячейке преобладает зародыши фазы NiaAl, что согласуется с диаграммой стабильности фаз [123]. Для концентрационного состава расчетной ячейки (92,06% Ni) на диаграмме стабильности, приведенной во втором разделе, соответствует состав Ni3ARNi4Al. Преобладание зародышей фазы NiAb в начале эксперимента (рис, 3.23) объясняется высокой диффузионной подвижностью атомов А1 в объеме Ni, вследствие чего алюминий относительно быстро смешивается с никелем. В работе [123] отмечается, что в процессе диффузии может реализоваться подавление роста зародышей одной фазы за счет роста зародышей другой. Под этот случай, по всей видимости, подходят зародыши и кластеры фаз NiAb, NiAb и Ni AL Из рис.3.23 видно, что при увеличении концентрации зародышей и кластеров фаз Ni2Al и N13AI концентрация зародышей кластеров фаз NiAl, N1AI2 N1AI3 уменьшается, и наоборот. Миогофазность, полученная в данной модели, имеет место и в реальном СВС- процессе [78].
Таким образом, при компьютерном моделировании процесса растворения частицы А1 в двумерной системе Ni-Al наблюдалось резкое повышение температуры на 500К- 800К, что позволяет говорить о реакции самораспространяющегося высокотемпературного синтеза. Анализ фазового состава в процессе компьютерных экспериментов показал образование зародышей и кластеров интерметаллических фаз NiAl3, N1AI2, NiAl, Ni2Al? №зА1, что говорит о многофазности исследуемой модели. Компьютерный эксперимент показал, что на первых этапах растворения идут конкурирующие процессы образования зародышей фаз и их растворение,
В подразделе ЗЛ проведены эксперименты, в которых в матричный никелевый блок кристалла вводились частицы А1; упаковка структуры была идеальной, отсутствовали точечные дефекты и свободный объем- По результатам, этих экспериментов было выяснено, что начальная температура структурной перестройки, при импульсном разогреве зависит от размера частицы А1 (см. подраздел ЗЛ) Введение одной вакансии в бикристалл приводит к резкому понижению температуры начала диффузионных процессов [169]. Так для частицы А1 (7 атомов), при введении вакансии в алюминий температура составляет 1000К, при этом вакансия перемещается в центр частицы. Введение вакансии на межфазную границу в никелевую матрицу вызывает диффузионные процессы при температуре 900К. При этом вакансия вновь перемещается в центр алюминиевой частицы. Наличие вакансии в никелевой матрице во втором-четвёртом соседстве от межфазной границы приводит к началу диффузионных процессов при температуре 950К- 1300К и вновь вакансия перемещается в центр частицы алюминия, при этом атом А1 диффундирует в никелевую матрицу на межфазную границу. При размещении вакансии в более далёком соседстве в пределах заданного интервала времени компьютерного эксперимента, перемещения вакансии оказывается нечувствительным к наличию частицы А1 и вакансия смещается на более далёкие соседства от межфазной границы
