Содержание к диссертации
Введение
1 Методы и результаты исследований процессов диффузии в композиционных и нанокомпозиционных материалах 9
1.1 Композиционные материалы 9
1.1.1 Свойства композиционных материалов 10
1.1.2 Методы получения композиционных материалов 13
1.1.3 Наноматериалы и методы получения папоматериалов 15
1.1.4 Нанокомпозиционные материалы 18
1.2 Диффузия 20
1.3 Применение теоретических методов и методов компьютерного моделироваиия для описания характеристик и свойств композиционных материалов 32
1.4 Постановка задачи исследования 38
2. Модель компьютерного эксперимента 40
2.1 Описание модели 40
2.2 Визуализаторы 49
2.3 Параметры диффузии основных компонентов, составляющих исследуемую композиционную структуру 59
3. Исследование стабильности композиционных материалов, состоящих из матрицы NI3AL И NI-ЫХ включений, NI И включений Ni3AI 70
3.1 Композиционные структуры, состоящие из матрицы NijAl и Ni-ых включений 71
3.1.1 Армирующие прослойки в Ni^Al на основе цепочек из атомов Ni 71
3.1.2 Включение рядов Ni в направлении <110> 77
3.1.3 Сетчатая упаковка Ni-ых рядов в матрице интерметаллида NiyU 80
3.1.4 Слоистая упаковка композиционного материала 84
3.1.5 Композиционный материал, состоящий из матрицы Ni3Al и Ni-ой прослойки в виде ромба 85
3.2 Исследование стабильности композитов, состоящих из Ni -ой матрицы и включений иптерметаллида №зА1 88
3.2.1 Включение рядов атомов интерметаллида N13AI BNi-yio матрицу в направлении <112> 89
3.2.2 Включение рядов атомов интерметаллида Ni^Al BNi -ую матрицу в направлении <110> 95
3.2.3 Композит, состоящий из пересечения фаз№3А1 BNi-ой матрице 98
3.2.4 Материал, состоящий из матрицы №и№зА1-ой прослойки в виде ромба..-. 103
3.3 Влияние точечных дефектов на стабильность межфазиой границы в композите Ni- 108 Ni3Al.
3.4 Общий анализ оценки стабильности исследуемых композитов 111
4. Композит, состоящий из высокопрочной матрицы и пластифицирующих прослоек 114
4.1 Композит, состоящий из Ni - ой матрицы и А1 - ых включений 114
4.1.1 Включение рядов А1 в направлении <110>... 114
4.1.2 Включение рядов А1 в направлении <112> 122
4.1.3 Слоистая упаковка, представляющая собой укладку в Ni-ой матрице трех рядов атомов 130
4.1.4 Пример сетчатой упаковки металлического композита 132
4.1.5 Композиционный материал, состоящий из Ni-матрицы и включений типа ромба из атомов АІ 135
4.2. Композиционные структуры, состоящие из матрицы Ni3Al и включений А1 138
4.2.1 Включение рядов А1 в направлении <110> 138
4.2.2 А1-ые слои в направлении <112> 151
4.2.3 Слоистые симметричные упаковки рядов атомов А1 ориентации <110> 158
4.2.4 Пример сетчатой упаковки металлического композита 159
4.2.5 Ромб из атомов А1 в матрице иитерметаллида Ni3Al 162
4.3 Общий анализ оценки стабильности исследуемых в главе композитов 163
5. Композит, состоящий из пластичной матрицы и высокопрочных прослоек 164
5.1. Композит, состоящий из Al-ой матрицы HNi - ых включений 164
5.1.1 Включение рядов Ni в направлении < 110> 164
5.1.2 Композит, состоящий из Al-ой матрицы и Ni-ых рядов в направлении<112> 172
5.1.3 Композит, состоящий из Al-ой матрицы и Ni -ых включений типа ромба,... 176
5.1.4 Сетчатая упаковка композита 177
5.2 Композит, состоящий из А1 -ой матрицы и Ni3Al - ых включений 178
5.2.1 Включение рядов Ni3AI в направлении <110> 178
5.2.2 Включение рядов Ni3Al в направлении <112> 183
5.2.3 Композиционный материал из матрицы А1 и прослойки Ni3Al в виде ромба 187
5.2.4 Пример сетчатой упаковки кристалла композита 188
Заключение 189
Литература 191
- Применение теоретических методов и методов компьютерного моделироваиия для описания характеристик и свойств композиционных материалов
- Параметры диффузии основных компонентов, составляющих исследуемую композиционную структуру
- Исследование стабильности композитов, состоящих из Ni -ой матрицы и включений иптерметаллида №зА1
- Слоистая упаковка, представляющая собой укладку в Ni-ой матрице трех рядов атомов
Введение к работе
Как правило, новые материалы появляются в результате естественного стремления проектировщиков улучшить характеристики эксплуатируемых конструкций, а будучи освоенными, они открывают новые возможности для разработки принципиально новых конструкций и технологических процессов.
Среди новых материалов особое место занимают композиционные материалы, обладающие целым комплексом различных свойств, рациональное сочетание которых позволяет получать оптимальные конструкции. Под композиционными материалами понимают многофазные материалы, состоящие из двух или большего числа компонентов. Компоненты их сохраняют свою индивидуальность, между компонентами существуют границы раздела. Особенностью композиционных материалов является то, что они обладают возможностью объединения полезных свойств отдельных компонентов и в тоже время проявляют новые свойства, отличные от свойств компонентов. Сочетание высоких прочностных свойств и минимального удельного веса обуславливает широкое применение композиционных материалов. Подбором соответствующих условий нагрева, термообработки, отжига можно регулировать изменения структуры и свойств композиционных материалов в широких пределах. Свойства таких материалов во многом зависят от структуры и стабильности межфазной границы, как важной составляющей такой системы. Структура межфазной границы может меняться при внешнем воздействии, в частности в различных видах деформации. Наиболее динамично структура межфазной границы может меняться в процессе различного типа термоактивируемого воздействия, в таких случаях основным элементом перестройки границ является диффузия, изучение процессов которой на микроскопическом уровне, связано в первую очередь со сложностью проведения соответствующих экспериментов. Реальные эксперименты позволяют изучать диффузию в композиционных материалах, как правило, по
начальным и конечным состояниям структуры, что дает лишь косвенное представление о тех или иных механизмах диффузии. В связи с этим возникает необходимость построения теоретических моделей композиционных материалов, которые позволили бы определить не только осредненные характеристики, но и описать локальную структуру процессов, происходящих в таких средах под действием связанных полей.
Для детального и более наглядного изучения механизмов диффузии в настоящее время все более интенсивно применяются методы компьютерного моделирования, позволяющие отслеживать траектории смещений атомов и получать подробные картины реализации в динамике отдельно взятых диффузионных механизмов. 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 исследование на микроскопическом атомном уровне стабильности межфазных границ композиционных материалов и нанокомпозиционных материалов методом компьютерного моделирования для анализа и подтверждения теории и реальных экспериментов в физике конденсированного состояния.
Целью работы является исследование стабильности на атомном уровне межфазных границ в металлических композиционных материалах с помощью метода молекулярной динамики.
Диссертация состоит из введения, пяти глав и заключения.
В первой главе диссертации рассмотрены композиционные материалы, дана их классификация, описаны физические и физико-мехапические свойства композиционных материалов, проведен обзор методов получения композиционных материалов, а также дана характеристика
6 нанокомпозиционных материалов. Рассмотрены физические основы диффузии и адгезии композиционных материалов. Далее в первой главе описаны теоретические методы и методы компьютерного моделирования, применяемые для описания характеристик и свойств композиционных материалов. В конце первой главы сформулированы основные задачи диссертационной работы.
Вторая глава посвящена описанию модели компьютерного эксперимента, используемой для исследования стабильности межфазных границ в композиционных материалах двумерной системы Ni-Al, методом молекулярной динамики. В начале главы излагается суть и основные ограничения модели. Далее в 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 исследовании стабильности межфазных границ при импульсном разогреве, и тестирование начальных температур диффузионных процессов в чистых металлах Ni, А1 и интерметаллиде Ni3Al без дефектов и с наличием точечных дефектов (вакансии, межузельного атома).
В третьей главе приводятся результаты исследований с помощью метода молекулярной динамики температурных интервалов стабильности межфазных границ двумерных металлических композитов, состоящих из интерметаллида Ni3Al и чистого Ni, либо из чистого Ni и интерметаллида Ni3AI с различными схемами армирования в зависимости от структуры композита, температуры импульсного разогрева и времени компьютерного эксперимента. Исследованы основные факторы разрушения межфазных границ; разупорядочение, образование элементов, которые можно отнести к сегрегациям новых фаз, миграция межфазиых границ. Выявлена роль различных типов дефектов на процессы диффузии и стабильности межфазных границ.
В четвертой главе приводятся результаты компьютерного моделирования исследования стабильности межфазных границ композиционных материалов,
составленных из блоков жаропрочной матрицы чистого Ni и интерметаллида Ni3Al. В качестве пластифицирующей прослойки композита выступает А1.
В пятой главе диссертации проводилось исследование процессов стабильности межфазных границ композиционных материалов, которые составлялись из блоков пластичной матрицы А1, в качестве армирующих элементов выступают высокопрочные прослойки Ni и NijAL
Научная новизна заключается в том, что методом молекулярной динамики
исследована стабильность межфазных границ нанокристаллических
композиционных материалов системы Ni-Al, Выявлены факторы, которые могут вызвать изменение температуры начала диффузионных процессов в этих материалах. Это, прежде всего, различие в эффективных размерах атомов Ni и А1, а, следовательно, в параметрах решетки Ni, Ni3AI, А1, возрастание с температурой различия в коэффициентах температурного расширения данных материалов, наличие локальных упругих напряжений на границе раздела фаз.
Показано, что механизмы диффузии и характер разрушения межфазной границы зависят от структуры и формы включений в матрицу. Установлено, что точечные дефекты значительно снижают предельную температуру диффузионной стабильности исследуемых композиционных материалов.
Практическая ценность диссертационной работы заключается в том, что полученные результаты могут быть использованы для развития теории диффузии и процессов с ней связанных, для создания математических моделей диффузионных процессов, учитывающих вклад обнаруженных в настоящей работе механизмов диффузии, возникающих в композиционных и нанокомпозиционных материалах.
Результаты настоящего моделирования могут быть полезны при конструировании новых материалов и оптимизации их свойств, так как исследования на микроуровне позволяют дополнять и корректировать макроскопические модели. Кроме того, результаты компьютерного моделирования могут быть использованы практиками - материаловедами для
изучения свойств композиционных материалов системы Ni-Af с различными схемами армирования.
На защиту выносятся следующие положения:
В связи с различием параметра решеток компонент, формирующих композит, вследствие теплового расширения, на границах фаз возникают напряжения.
Температура, при которой начинается диффузионная перестройка композита, возрастает при увеличении локальной плотности вещества, и понижается при уменьшении, что связано с различием параметра решеток, вследствие расширения, вызываемого термоактивируемой деформацией системы, вблизи межфазной границы.
Преобладающими механизмами диффузии в композиционном материале Ni-Ni3Al, Ni3Al-Ni являются кольцевые, смещения атомов по краудионному механизму и механизм образования пар Френкеля, который начинает проявляться только при температурах, близких к температуре плавления. В композиционном материале Ni-Al, МзА1-А1 преобладают кольцевые механизмы диффузии, смещения атомов по краудионному механизму. При повышении температуры, а также с увеличением числа атомов А1 в прослойках, наблюдается миграции атомов вблизи ядер дислокаций несоответствия. В композитах системы Al-Ni, Al-Ni3Al преобладают дислокации несоответствия вблизи межфазной границы, вызывающие структурную перестройку системы.
При наличии свободного объема, к перечисленным выше механизмам добавляется вакансионныи, который значительно снижает предельную температуру диффузионной стабильности исследуемых композиционных материалов.
Применение теоретических методов и методов компьютерного моделироваиия для описания характеристик и свойств композиционных материалов
Физические и физико-механические свойства композиционных материалов, прежде всего, определяются характером и природой сил межатомных, межмолекулярных связей, действующих внутри матричного материала и компонента, которого относят к категории связующего. Особую роль подобного типа связи играют по границе между данными фазами [5,6]. Они регулируют адгезию и диффузию по границам в зависимости от внешних воздействий. В зависимости от типа композиционных материалов теоретические проблемы стабильности межфазных границ решаются методами квантовой химии (композиционные материалы на основе органопластиков) [16,24,30], либо с использованием попыток применения первопринципных методов (металлические композиционные материалы). Подобные задачи применительно к конкретной системе являются в настоящее время достаточно трудными, и во многих случаях решение может быть проблематичным. Поэтому в теории применяются более простые подходы, базирующиеся на комбинации механики сплошной среды и механики структурно неоднородных сред [72-74],
Можно выделить три масштабных уровня теоретического исследования, которые могут быть применимы и применяются в теории композиционных материалов. Это макроскопический уровень - материал как объект в целом, либо его составляющая часть, мезоскопический - когда в структуре материала выделяются области с определенными особенностями, такими областями могут служить границы между матрицей и связующим, переходные зоны, области, содержащие определенные наборы структурных дефектов. Следующий уровень - микроскопический - на данном уровне свойства материала зависят непосредственно от атомов или молекул или их коллективных самоорганизаций. Макроскопические свойства композиционных материалов зависят от их физических характеристик на всех структурных уровнях. Во многих случаях последний микроскопический уровень может играть важнейшую роль. Наряду с теорией в последнее время активно применяется и компьютерное моделирование в решении таких задач. Здесь также каждому структурному уровню соответствуют определенные методы компьютерного моделирования. Решение проблемы на макроскопическом уровне реализуется с использованием определенного набора аналитических выражений [73,74],
Компьютерное моделирование материалов на мезауровне реализуется с использованием методов конечных элементов или методов клеточных автоматов.В этих случаях исследуемая система разбивается на определённое число более мелких блоков; моделируется структурно - энергетическое поведение отдельного блока, а общие свойства материала определяются либо путём усреднения результатов по отдельным блокам, либо еще и учитываются свойства и взаимодействие между отдельными блоками. Усовершенствованный метод клеточных автоматов - метод подвижных клеточных автоматов основан на концепции частиц, которые могут перемещаться одна относительно другой и изменять характер взаимодействия между ними. Под частицей, подразумевают определённый структурный элемент материала; это могут быть зёрна и субзёрна [73,74].
В настоящее время существует три основных метода компьютерного эксперимента. Метод вариационной квазистатики, когда ищется минимум внутренней потенциальной энергии кристалла или структуры по всевозможным атомным смещениям. Данный метод используется в основном только для нахождения конфигурации атомов вблизи возможного устойчивого положения равновесия системы, в которой содержатся определённые типы и наборы структурных несовершенств. Суть метода заключается в минимизации потенциальной энергии системы взаимодействующих N частиц, как функции координат. Решение подобной задачи реализуется методами нелинейного математического программирования, в результате находятся, как стабильная, так и метастабильные конфигурации конденсированной фазы на атомном уровне, соответствующие основному и промежуточным минимумам потенциальной энергии системы. При относительной простоте данного метода возможности его применения ограничены только учетом потенциальной энергии относительных смещений атомов в исследуемой системе. Это возможно при наложении условия, что материал находится при ОК, когда кинетическая составляющая общей энергии равна нулю. В таком приближении не представляется возможным исследовать динамику структурно-энергетических превращений в материале в зависимости от температуры и времени. При исследованиях с использованием данного метода структурных изменений в материале, имеющих место при разных температурах приходится делать упрощения, что потенциальная энергия исследуемой системы меняется по параболическому закону, а структурный параметр (параметр решётки) изменяется с температурой аналогично его изменению при наличии действующего деформирующего напряжения растяжения [75], Ещё одна вариация применения данного метода заключается в имитации локального разогрева системы до температуры несколько большей ОК, заключающейся в создании смещений атомов из положения устойчивого равновесия по случайному закону, при условии, что общий объём системы не меняется. При этом, после выполнения такой процедуры, системе вновь позволяется вернуться к поиску минимума по процедуре метода вариационной квазистатики, при возвращении система может попасть не в основное, а метастабильное состояние [76]. Основная процедура, применяемая в данном методе, это итерационный поиск минимума внутренней энергии системы.
Следующий метод - стохастический. В этом случае структурные изменения реализуются посредством перераспределения атомов и дефектов по исследуемому кристаллу случайным образом, используя методы типа Монте-Карло. В данном методе система совершает случайные блуждания по расчетной ячейке, причем за начальное состояние принимается некоторое регулярное положение частиц. Каждому состоянию приписывается определенная вероятность, и система после совершения некоторого количества шагов становится равновесной. На систему накладываются периодические граничные условия, и если смещение выводит частицу за пределы расчетной ячейки, то она входит в нее с противоположной стороны [74,75],
При применении этого метода направление структурной перестройки регулируется изменением энергии кристалла. Активация структурной перестройки задается локальным изменением кинетической энергии атомов. Основная проблема данного метода заключается в переборе всех возможных направлений трансформаций и нахождении минимального, по затрате энергии, направления. Этот метод не позволяет учитывать различия между атомами компонентов по размерному фактору в многокомпонентных материалах.
В методе Монте-Карло все исследуемое явление дробится на более простые явления до такой степени, что выделяется некоторое элементарное событие (перемещение вакансии или дислокации, покидание атомом узла кристаллической решетки и т.п.), вероятностные характеристики которого полностью известны- С помощью генератора случайных чисел на компьютере разыгрывается совокупное поведение элементарных событий, которое, в конечном счете, приводит к исследуемому явлению. Критерием, по которому оценивается вероятность перехода системы из одного состояния в другое, может служить энергия данной системы [77-80]. Метод Монте-Карло особенно полезен, когда исследуется относительно длительное по времени явление при минимальном числе вероятностных параметров составляющих элементарных событий [77].
Параметры диффузии основных компонентов, составляющих исследуемую композиционную структуру
Стабильность межфазных границ в композиционном материале относительно процессов термоактивации зависит непосредственно от диффузионных характеристик отдельных компонент. Начало диффузионных процессов связано с возникновением самоорганизованных коллективных смещений атомов, приводящих к структурным изменениям в материале [100]. Возникновение коллективных атомных смещений из хаоса, соответствующего динамическим колебаниям атомов носит случайный характер. Вероятность такого состояния зависит от времени компьютерного эксперимента, в течение которого выдерживается материал при заданной температуре. С увеличением продолжительности времени компьютерного эксперимента случайные события переходят в состояние некоторой статистической закономерности. Однако при решении ряда задач основным параметром исследования является обнаружение начального изменения в системе. В таких случаях можно ограничиться небольшим интервалом времени импульсного разогрева системы до определенной температуры. В случае идеальных бездефектных двумерных блоков кристаллов Ni, Ni Al и А1 температуры начала процессов диффузии при импульсном разогреве кристалла в течение 10 пс. оказались равными 1920К, 1700К и 1150К соответственно, что значительно превышает температуры плавления данных материалов. Во всех случаях наблюдался на первых этапах кольцевой механизм диффузии атомов по треугольникам, четырехугольникам, пятиугольникам и шестиугольникам ближайших соседей (рис.2Л5(а, б, в)). При этом массоперенос в материале был, но структурных изменений в системе не происходило. В интерметаллиде кольцевому механизму диффузии по шестиугольнику ближайших соседей соответствуют миграции атомов Ni, по подрешетке Ni (рис.2Л5(б)), при этом не происходит нарушение порядка в системе. При повышении температуры к данным механизмам диффузии добавляются перемещения атомов по замкнутым траекториям, когда в системе образуетсяется пара Френкеля и аннигилирует. Если не происходит аннигиляция пар Френкеля, то траектория перемещения представляет ломанную линию, на концах которой располагается пара Френкеля - вакансия и межузельный атом 2.16(a), Коэффициент диффузии при этом резко возрастает (1,642 10 11 м2/с). В интерметаллиде NijAl подобные процессы создают области разупорядочения, в которых могут наблюдаться зародыши и кластеры новых фаз системы Ni - AI (рис.2.16(6)). Достаточно ввести вакансию, как температура начала диффузионных пронесеш резко снижается до значений ШОК, I500K, 800К для Ni Niy\l и Л1 соотвегетнонво» Это уже НИЖІЇ температуры плавлений. Основными метщдашвд диффузии в данном олу-ше являются краудаошшй и исїре&щщешщ атом он ндодь ломаной ио вакансионяому механизму (рие.2Л7(а, G, в)). При приближении к температуре плавления, вновь к двум вышеперечисленным мташвмам миграции, добавляется механтм образования и аннигелщш пар Фревкшя.
При -wm траекторий перемещений атомов имеют большую протяженность и представляют замкнутые пштм, если пары Френкеля аннигилировали, В случае, когда шижгштция в компьютерном эксперименте на происходила, визуализаторы демонстрировали наличие нар Френкеля. При этом во веек исследуемых материалах обща& ж&рпт кристалла, после выполнения процедуры закалки при ОК, возрастает, когда сохраняются шры Френкели и: понижается HCXTJC за&ершйния процесса их аннигиляции- В интерметаллиде общая энергия кристалла возрастает т-т наличия в нем сопутствующего диффузионного процесса разрушения с ерхструктуры. Введение в решетку кристалла биваканеим вызывает понижение критической температуры начала диффузионного процесса до значений 950К (D-0,882 10"и м2/сХ900К(ГИ15814 10"у м2/с)и250К(ГИЇ,9І5 І0"п м2/с) для Hi, NijAl и Al соответственно. Основными механиками диффузии в этом случае являются, либо миграции бищкаисиш по ломаїюй траектории либо шсансии да :в пооце вакансий, и последующее восстношвдзда , после выполнения процесса закалки, В ашаде МЦАІ грации создает область ртупорщочепш (рцсЛА Щ& 5, Во всех случаях для бездефектных кристаллов наблюдается практически линейная «арреішусовская» зависимость коэффициента диффузии LnD (Т1). При включении вакансии графики LnD (Т ) представлены на рис. 2,20, для Ni, N13AI. В случае NijAl вакансия вставлялась в узел атома AI и атома NL Линейные зависимости LnD ( Г1) ори включении вдаашда в исследуемые металлы незначительно ОТДЙчаются от «эррениусовской , Прш включений бишганеии наблюдается нешторое отклонение от традмішопнон линии Арршяусз, при этом температура иэтаяа процессов меняется зиачшоьшх Энергию аісшшш диффузии 0 можно найти двумя способами. Первый способ не связан с расчетом коэффициентов диффузии. Он заключается в поиске ліерши миграгдаи атомов о заранее известном ыехттж диффузии я, если необходимо энергии образования дефектов участвующий в этом механизме. Второй способ святи с определением зависимости коэффициента диффузии от температуры /ДТ). Зависимость представляют в логарифмическом виде ШУ(Т}) - в этом случае график согласно уравнению Арреииуса (}Л% является пр нолннейнмм, С помощью зависимости ІпДГ1) можно найти энергию жташцми Й предваригташю определив оо графику тангенс угла наклона ща прямой к ОСЕ абсцисс [39,40]: В целом, в результате проведенной апробации было выяснено, что большинство рассмотренных характеристик хорошо согласуется со значениями для реальных трехмерных материалов (таблица 2.2). Это дает основание предполагать, что процессы, происходящие в двумерных системах, имеют не только качественную, но в некоторых случаях и количественную аналогию с процессами, происходящими в трехмерных системах. Оценку по энергии активации различных механизмов и числа точечных дефектов, участвующих в диффузионных процессах, можно выполнить и из графиков относительного изменения энергии системы с температурой. Если число несовершенств, образовавшихся в материале после импульсного разогрева, возрастает, то график изменения относительной энергии кристалла должен показывать монотонный рост с температурой. Из сравнения результирующих картин, демонстрирующих структуру материала после импульсного разогрева и закалки можно подсчитать число пар Френкеля или вакансий (последние могут появиться даже в стартово - идеальном кристалле)
Исследование стабильности композитов, состоящих из Ni -ой матрицы и включений иптерметаллида №зА1
Картина локальных смещений атомов после релзшщш привалена на рис. ЗЛО (6). Диффузия обнаружена только при температуре 1700ІС и представляет собой кольцевые механизмы миграшш атомов МЇ ш шестиугольнику ближайших соседей внутри матрицы иитерметаллида. Порядок и межфаетая граница при этом т разрушались. Коэффициент диффузии составляет величину 0,871 Ї0"нм2/с, При повышении температуры на 50К в кошшнерпом эксперименте было обнаружено наряду с жолщеввши жкттмшп шгграпии атомов обравдванне пары Френкеля. В даїшом примере пара Френеля образуется внутри Ым й прослойки (рж.З. 11 (а)}, ориєнтороїшшшй і направлений l 1Q н мигрирует и сторону шітерметагшмда. При этом вш-шеня остается на ірайице фач, а межуївльнмй щтш перемещается во внутрь фазы Ni Al, При этом и цршдешз мтрзщии происходит разузіорядонение фазы Ні3А1 с абр&жшшиш здродьпшй фазы Ni AI (рие.3.11(6)). Во мором случае ориентации включений М ї6шаружт кольцевой механизм перемещений атомов по гтодрепіетке Nia который не нарушает структуру межфшкон гр$тцы Так как в каждом случае с изменением температуры эксперимент по импульсному разогреву тчт&жя вновь, предшествующие конфигурации не зтшжшпшь. Вследствие аду тайного хар&ктера мол кударш-динамичеекого процесса новое развитие событий ж обязательно пршезшдит но предшествующему сценарию. С повышением температуры до ШОК разрушение коматшшояаого материала ж счет диффузии возрастает (рисЗ Ща)Х однако диффузия нарушает порядок ж во всех ячейках тматт% как ВИДНО т рис ЗЛ2(б), две т$Шш оказываются е ненарушенным порядком. При этом вновь -за счет рождения вдры Френкели в пределах Ні -ой прослошш, миграции по ьмжузшіьтщ метшшму вглубь матрицы 1%Л1 и заклепывания вакансии происходит дашигшадщя пары Френкеля.
В результате межфазная граница разрушается с ебр&адвдшем области разупорядочешш и зародышей выделения здетоге Ні. В пределах шііршения 112 м&фдтт граница сохраняется вблизи нее вновь ршвтття колышше мех тдамы перемещения атомов Ni не нарушающие порядок. В то же вреш, внутри ыш-дшцы ]%А1 судя но таекториям перемещений атомов (рисЗД2 (&)), ШШИИЙТ и аннигилирует одна динамическая пара Френкеля, приводящая ж нтв& от монотонной зависимости связано с том, что при некоторых экспериментах в системе образуется, юроткоживущйе пары Френкеля и за время эксперимента они успевают аннигилировать. Общая :жцут% системы прш пом понижается на 2,6 зВ„ В то же время резкий скачок иа относительной стшильных композита о [ар Фредмдя- В цедом дажво ш метщъ, что данная етвфшурацшЕ тся стаошї Диффузш в такой системе обнаруживается только (Три іемвературе равной І850К, представляет собой гср&удиошше першещешя жхмт и перемещения атомов до замкнутым трашсгориш. 1Іо-жднмшу, траектории mpmmimnu тхтт. показанные на рис. 3J6 (а) соответствуют дйффу.ади, сшршожд&ющвйо обрштжтм и ш-анигщщцией пар Фрште.т В результате диффузии происходит разрушение межфазной іщтщм дажду стаями шшзоъицишпого м&терн&ла с образа вашем областей разун0рядоЕ ия и -зародышей фаш Ni Al (рмЛЛй(б)) [106,107]. Структура mmmmmtOHWro материала пошана im рис.ЗЛ7 fa), картша атомных смещений на рис 3,17(6}
Первьш цфшісщенїі&» оімеадшше только т нттию коэффициента диффузии, в данной сиеіеме обнаружены при T-S700K, При повышении температуры до І800К коэффициент диффузии возрастает до величины 1,855 }Q n№l/t. Диффузия осуществляется только по кольцешм механизмам, как в матрице щтерметаллила, так if внутри прослойки Ni (рис.3 Л 8(a)) И 08, 1091. За оцет работы кольцевых механизмов в матрице иптарметаллида появяаются первые обмети рг ушрядочента, межфаедая граница при этом не нарушается. Уже при повышении температуры; импульсного разогрева только на ЗОК шэффкцшеж диффузия возрастает до вдяичаш 3,351 lO V/c., и перемещения представляют наряду с шдьдешми механизмами замкнутые траектории, характерные для образования и шшигиладии пар Френкеля (рис Л J 8(6)), Внутри Nt-ofi прослойки ввдтш игольцеиые механизмы миграции атомов на относительно близком расстоянии. В данігом сяучт нары Френкеля, по-видимому, не успевают образовываться, № этом этапе обнаружишьҐЄЙ нарушение межфазной границы, наряду с наличием областей разуїюрвдоченвя. Црн увеличении температуры еще на І0К траектории диффузии ошштюгт СЛОЖНЫМИ Й ломапьмн, появляются долгоживущие дары Фрвдкедк, и диффузия в данном случае отменена только внутри малицы интермешшвда (рнс.З.Щв)), (J- вд-їїщанме механизмы лиффучии; 2 - замкнутые траееторш, адрает&рнме ддя обрдаотшшг л атшшвдад шір Френкеля 3 - сложные ломаные траектории агамой соотастствушшис додгоживущнм варам Френкели) При том раярушается межф&шаяг гршнша и порядок в матрице ннтерметаялйда {рис.ЗЛ9 (а». Разрушения шчиншотет, &ж арагало вблизи излома межфазной границы (рис3 Л 7 (б)), В этих местах отмечаются наиболее сложные картины атомных смещений (рисЗ.Щв)), а еждоштелыю и локшшшк деформ«щй По вдртане распределения атомных рядов (рис, ЗЛ9(6)) обнаруживается наличие вакансий и дислокаций. Отметим, что интервал температур, в пределах которого меняется активность диффузионных процессов, оказывается небольшим. Зависимость lnD(T"]) близка к аррениусовской зависимости (рис.3.20), относительная зависимость общей энергии кристалла от температуры резко повышается в связи с появлением пар Френкеля (рис.3.21) [110].
Слоистая упаковка, представляющая собой укладку в Ni-ой матрице трех рядов атомов
Плотность локальных деформаций растяжения со стороны А1-ых рядов приводит к тому, что вся система оказывается, деформирована посредством одноосного сжатия. В реальности такой способ получения композиционных материалов позволяет избежать термоактивируемого процесса структурной перестройки системы, соответствующей реакции СВС-синтеза. Построенный таким способом композит оказывается стойким по отношению к диффузионным процессам вплоть до температуры 1700К.
При этой температуре структурная перестройка (рис,4.25(a) характеризуется коллективными смещениями атомов, как вдоль межфазной границы, так и через нее (рис. 4.25(6)), Коэффициент диффузии равен сразу 15,992 10"и м2/с, оказывается достаточно высоким. Все это происходит в небольшом интервале температур, так как при Т=1600К никаких процессов перестройки еще не улавливалось. Из рис. 4.25(a) перераспределения плотности структуры следует, что вблизи границ в А1-ой прослойке образуются дислокации. В результате всех диффузионных процессов граница между фазами разрушается. В общем, система переходит в разупорядоченное состояние, появляются частицы и зародыши новых фаз (в основном Ni2Al, NiAl2) (рис. 4.25(B)). шок формировался на основе решетки Ы, прослойка рядов А1 щгпшяші каздме пять рядов ЦТОМОЙ Ml Для того чтобы в образукяди ся жоры вкладываются В данном елузде, даже в процессе релаксации вШшж QK структура оказывается нестабильной В расформируется (рис. Как видно ш рш. 4.26(6) уме п зшх условиях т&шщжгем деформация материма, причем слои А1 деформируются с ойрйяоканием ДЙШНШШЙ И дислокационных истеяь, Дефермацш сдтев Ni р&адюуеюй в основном за счет сдеипж Распределение фаз в этом случае оказывается следующим {рис. 4.26(E)). Уже на :тт этапе н системе присутствуют зародыши фаз МАЬ, МЛ1г? TSf AL Картины структурной перестройки исследуемой системы при шшульеном разогреве 900К предеташштат на рис. 4.27. Диффузия в данном слу &о осуществляется путем коллективных смещений атомов вдоль илотвоушкоьшппж рядов, гак внутри этих радов, так и в пространство, вклкгающем несколько атомных рщш (рис .4.27(a)). Кшффицивїїт диффузии " 19,507 10 ж/с. Картина распределения дислокаций и мест, vm іїтішюгс& шкмьше отклонения от плотности м&«рйшіа, показана щ рис. 4.27(6).
При этом фазовый состав меняется незначительно (рисА27(а». 4Л.4 І Іример сетчатой упжожи металлического композита Бря исследовании теруодатненруемой стабильности металлический вдштит подставляя собой уттжу трех слоев атомов А! и д&ух взаимно перпендикулярных йшіравяеншх 110 & 112 , в виде кресіа, как показано на рис\4Ж Очевидно, что пом упругих ггалряжеіїйй в дшіюм туч&є о&шьшшшо? достаточно высокими. В результате даюш структура сохранила заданный порядок шиють до температуры - 6G0K Пошшоши распределение потенциальной энергия данной шруктуры показано на рис А 36, тем темнее т тем выше уровень потенциальной энергии. Как видно, внутри Л1-го enm ршіредеішвш иотсншш ьвдй энергии имеют области тотального дошшендо шорши, соответстеуадщвд іонам, где находятся дисдоадши в Ni-ой -шве в трех ближайших слоях к межфюаой границе отнооигтелвдый уровень иотшцащшной знерщи окатавается более шеошш. зельями атом остается да границе фаз и создает дополинталмдас мигрирует вглубь А1«го блока. При этой температуре в гунло и ітереїкиадют дошшшггелыше ДЙСЯЙК&ЩІЙ ш:А37 (б, в, г)). Козффщшнт диффузии в данном случае равен 1JI9 10" г/с, энергия системы понижается н$ величину ОДКЬВ, Овднидво, пт После выполнения процедуры релаксации, структурные характеристики длиной системы (рис, 4.38(6, в, г)), полностью соответствуют крйсталлическсшу состишиш, Диффуяишгные арунтуриые приращения в тактом м&тсрвдле ори раадіреж в точение 100 пс. обнаружены при температуре 2000К
Здесь наблюдается замкнутая траектория гошїешшшго перомсщсния атомов но треушльпику ближайших соседей (рис.4.3! (а)), что приводит к появлению -зародышей новых фаз (рйоА39(6)) Структурные характеристики материала деформируются йезнотйтФлыю по сравнению с кристаллическим состоянием системы при низких температурах (рнсА39(в)), Соответственно коэффициент диффузш имеет невысокий уровень, сосгввишощий ветчину 0,331 10 " м2/с, энергия евстемм понижается на «личину 0,303 В. Общая знсргші системы ішшжаешл а етот образогаиш зародьїшей интермсталлитеских фаз. Композит представленный двумя атомными рядами А1 в матрице NhAI шгазан на рисА40(а). Структурные характеристики дайной системы nocjse релаюзацш приведены на рисА40(6 в, г). гшдиенх диффузии достаточно высотам п шставяяет величину и fay по сравнению о ранее оімечешьш случаем - присутствием одного рзіда АІ в махршіе инвЕ рмета;ШйДа. Общая энергия гастшы ВНОВЬ понижается на веїшчину 1,6% з PL ОтФ ПОШЖЄНИЙ можно отнести за счсг образования новых здродьшгей ннгшрметагишческйх фаз к Очевидно, что в том случае температура разрушен іршицьі должна оказаться несколько меньшей 2О0ІЖ. цые характеристики в данном, случае изменились незначительно, так іузиошшс процессы протешали только до замкнутым траекториям (б)). Увеличеіше масштаба смещений позволяет показать ширшттт щтй атомов в процессе диффузии. В данном случае мапрашекш перемещений атомов оказываются разными.
