Влияние вариаций атомного состава на слабоустойчивые предпереходные структурно-фазовые состояния интерметаллида NiAl | Изв. вузов. Физика. 2019. № 2.

Влияние вариаций атомного состава на слабоустойчивые предпереходные структурно-фазовые состояния интерметаллида NiAl

Проведенный с помощью метода Монте-Карло на примере интерметаллида NiAl анализ влияния отклонения атомного состава от стехиометрического на состояния интерметаллида в процессе охлаждения показал, что отклонение оказывается важным фактором в области предпереходных слабоустойчивых структурно-фазовых состояний перед превращением. Значения параметра ближнего порядка сплавов нестехиометрического состава существенно меньше по абсолютной величине соответствующих значений интерметаллида стехиометрического состава, поэтому тенденции к появлению атомного порядка у интерметаллидов нестехиометрического состава заметно меньше по сравнению со сплавом стехиометрического состава. Поведение температурных зависимостей параметра дальнего порядка при охлаждении сплавов нестехиометрических составов значительно отличается от поведения соответствующей зависимости интерметаллида стехиометрического состава. При охлаждении сплавов нестехиометрических составов для установления дальнего порядка требуется существенное переохлаждение, а появление упорядоченных фаз происходит при значительно более низких температурах. Более того, кривая температурной зависимости параметра дальнего порядка сплава Ni45Al55 лежит намного ниже соответствующей кривой сплава Ni55Al45, а это подразумевает, что установление дальнего порядка в этих нестехиометрических сплавах происходит по-разному. Отмечено, что отклонение состава системы от стехиометрического вызывает существенное измельчение упорядоченных и неупорядоченных областей.

The effect of variations in the atomic composition on the low-stability pre-transitional structural phase states of the .pdf Введение Металлические ОЦК-материалы в настоящее время широко используются из-за своих уникальных физико-механических свойств в высокотемпературной области слабоустойчивых предпереходных состояний, например интерметаллиды системы Ni-Al. Алюминид никеля интенсивно исследуется как перспективный материал: полезными характеристиками NiAl являются высокая температура плавления, относительно низкая плотность, хорошая химическая стойкость, высокие теплопроводность и прочность. Характерной особенностью сплавов системы Ni-Al является высокая энергия упорядочения, поэтому интерметаллид NiAl и твердые растворы замещения на его основе обладают высокой степенью дальнего порядка во всей температурно-концентрационной области их существования вплоть до температуры плавления. Большая величина сил межатомного взаимодействия в моноалюминиде никеля и обуславливает, главным образом, свойства β-спла¬вов [1]. Известно, что моноалюминид никеля характеризуется высокой температурой плавления (1638 °С) и большой теплотой образования. Кристаллы NiAl обладают сильной упругой анизотропией и связанной с ней анизотропией свойств по сравнению со структурами с неупорядоченной ОЦК-решеткой [1]. На β-сплавах системы Ni-Al выполнены классические исследования слабоустойчивых предпереходных состояний [1]. Важными являются конкуренция и взаимное влияние параллельно протекающих процессов (упорядочение и распад β-твердого раствора, упорядочение и микрорасслоение, упорядочение и мартенситное превращение) и управление атомноупорядоченными состояниями с целью повышения структурной стабильности и механических свойств жаростойких интерметаллидов на основе β-фазы системы Ni-Al. Естественно, что свойства сплавов связаны со структурно-фазовым состоянием, свойствами и структурой фаз. Исследование свойств и структурно-фазового состояния материалов методами компьютерного моделирования позволяет детально изучить механизмы происходящих физико-химических процессов в самой интересной предпереходной слабоустойчивой области [2-4]. Знание структурных особенностей материала позволяет, естественно, определять набор его физических характеристик, оказывать влияние на конструирование новых материалов с заданным набором свойств. Систематические исследования структурно-фазовых состояний металлических систем методами компьютерного моделирования привлекают пристальное внимание, так как удается вскрывать происходящие в системе физико-химические процессы и явления [1-3]. Например, ранее были рассмотрены особенности слабоустойчивых структурно-фазовых состояний в ГЦК-системах Cu-Pt, в ОЦК-системе на примере системы Ni-Al [4-18]. Цель данной работы - с помощью метода Монте-Карло исследовать влияние вариаций состава на особенности предпереходных слабоустойчивых структурно-фазовых состояний интерметаллида NiAl в области структурно-фазовых превращений. Применяемые приближения и используемая модель Исследуем влияние атомного состава на особенности предпереходных слабоустойчивых структурно-фазовых состояний интерметаллида NiAl в области структурно-фазовых превращений. Для этого рассмотрим структурно-фазовые особенности слабоустойчивых предпереходных состояний и энергетические характеристики интерметаллических ОЦК-соединений на примере сплава NiAl системы Ni-Al в зависимости от атомного состава, т.е. трех модельных сплавов: стехиометрического состава Ni 50 ат. % - Al 50 ат. % (NiAl) и с отклонениями от стехиометрического состава на 5 ат. % в обе стороны Ni 45 ат. % - Al 55 ат. % (Ni45Al55,) и Ni 55 ат. % - Al 45 ат. % (Ni55Al45). Это позволит провести сравнительный анализ влияния отклонения на одну и ту же величину по атомному составу, но разнотипных по характеру атомов. Рассмотрим структурно-фазовые состояния интерметаллида NiAl в процессе термоциклирования (нагрева и охлаждения), который будет выступать в дальнейшем сравнительном анализе в качестве базового. На этом фоне достаточно будет изучить сплавы нестехиометрического состава только в процессе охлаждения. Стартовую конфигурацию сплава будем задавать путем случайного распределения атомов Ni и Al по узлам ОЦК-решетки в соответствии с заданными концентрациями компонент. Для активизации процесса диффузии в систему случайным образом вводится одна вакансия, что соответствует концентрации ~ 1.5•10-5. Рассматривается только вакансионный механизм диффузии. Динамическая или кинетическая составляющая присутствуют только в перескоках атомов в вакантные узлы. Известно, что моноалюминид никеля NiAl плавится, находясь в упорядоченном состоянии [1]. Разупорядочение тем не менее при повышении температуры происходит. Считается, что температура разупорядочения интерметаллида NiAl выше температуры его плавления. По этой причине рассмотрим вначале в интерметаллиде NiAl гипотетические переходы порядок - беспорядок в ходе нагрева и беспорядок - порядок в ходе охлаждения, чтобы исследовать закономерности сложного атомного упорядочения - разупорядочения интерметаллида NiAl, влияние процессов разупорядочения при повышении температуры на свойства интерметаллида. Далее рассмотрим в интерметаллидах с отклонениями от стехиометрического состава Ni45Al55 и Ni55Al45 реализующиеся при охлаждении структурно-фазовые состояния, обращая особое внимание на слабоустойчивые предпереходные состояния. Температурный интервал таких состояний находится из анализа переходов порядок - беспорядок (при нагреве) и беспорядок - порядок (при охлаждении) в интерметаллиде NiAl. Рассмотрим упорядоченную ОЦК-структуру со сверхструктурой B2. Пусть модель интерметаллида NiAl (расчетный блок) включает 32×32×32 элементарных ячеек (65536 атомов), при этом используем периодические граничные условия, что эффективно соответствует бесконечной системе с длинным периодом. Взаимодействие между атомами сплава зададим, используя полуэмпирический парный потенциал Морзе в виде , где - параметры потенциалов, описывающих связи атомов сортов K-L; - расстояние между атомами. Конфигурационную энергию системы будем рассчитывать как , где - радиус-векторы атомов i и j; N - количество атомов в системе; M - количество ближайших соседей, в которое включены атомы трех координационных сфер взаимодействия. Для расчетов используем алгоритм Метрополиса метода Монте-Карло. Будем полагать, что состояние системы может изменяться только в дискретные моменты времени с шагом t. Так как осуществлять переход к реальному времени не будем, то продолжительность каждого эксперимента будет определяться в условных единицах времени, равных числу перескоков атомов на место вакантных узлов, т.е. t = 1 соответствует одной итерации. На каждой итерации рассчитывается вероятность перескока ближайшего к вакантному узлу атома i, находящегося от него на расстоянии до трех координационных сфер, на место этой вакансии: где - энергия i-го атома в начальном положении; - энергия i-го атома после перескока на место вакансии; А - константа нормировки; Emax - максимальная разность начальной и конечной энергий атомов: . Для определения константы нормировки А строилось разбиение отрезка : так, чтобы . Затем при помощи генератора случайных чисел выбиралось число и определялся отрезок разбиения, которому это число принадлежало, т.е. находился атом с индексом j из условия . Для каждой температуры выполнялось 5106 итераций, шаг изменения температуры составлял 100 К. При исследовании особое внимание уделим изменениям конфигурационной энергии, параметров ближнего и дальнего порядка, структурно-фазовым слабоустойчивым состояниям в процессах нагрева (гипотетического перехода порядок - беспорядок) и охлаждения (гипотетического перехода беспорядок - порядок). Параметр ближнего порядка на i-й сфере будем определять в приближении Каули [19]: , где - концентрация атомов компоненты В; - вероятность образования для атома сорта А связи А-В на i-й координационной сфере. Параметр дальнего порядка (усредненный по системе) будем рассчитывать в приближении Горского - Брэгга - Вильямса [20]: , где - вероятность заполнения атомами компоненты А узлов первого типа; - концентрация атомов компоненты А в сплаве; - концентрация узлов первого типа. Результаты и их обсуждение Исследуем структурно-фазовые особенности слабоустойчивых предпереходных состояний интерметаллических ОЦК-соединений на примере интерметаллидов системы Ni-Al в зависимости от атомного состава сплава Ni45Al55, NiAl, Ni55Al45. В качестве базы для дальнейшего анализа выступает интерметаллид стехиометрического состава NiAl в ходе термоциклирования (гипотетических переходов порядок - беспорядок в ходе нагрева и беспорядок - порядок в ходе охлаждения). Это позволит установить закономерности сложного атомного упорядочения-разупорядочения, определить температурный интервал слабоустойчивых предпереходных состояний, выявить влияние понижения атомного порядка при повышенных температурах на структурно-фазовое состояние интерметаллида. Для сравнения рассмотрим в интерметаллидах с отклонениями от стехиометрического состава Ni45Al55 и Ni55Al45 реализующиеся при охлаждении структурно-фазовые состояния, обращая особое внимание на слабоустойчивые предпереходные состояния. При описании межатомного взаимодействия используем параметры потенциалов Морзе, приведенные в таблице. Параметры потенциала Морзе для интерметаллидов сстемы Ni-Al Тип взаимодействия α, Å-1 β D, эВ Ni-Ni 1.360166 37.72 0.451 Ni-Al 1.073363 17.551 0.6016 Al-Al 1.024939 27.743 0.3724 Зависимости средней конфигурационной энергии от температуры в процессе гипотетического фазового перехода беспорядок - порядок для трех сплавов (Ni45Al55, NiAl, Ni55Al45) приведены на рис. 1. Рис. 1. Температурная зависимость средней конфигурационной энергии интерметаллидов в процессе термоциклирования NiAl и охлаждения Ni45Al55, Ni55Al45 Из рис. 1 видно, что в интерметаллиде стехиометрического состава NiAl при температурах ниже 900 К энергия не изменяется ни при нагреве, ни при охлаждении, однако при охлаждении ее значения заметно выше. Постепенное увеличение значений энергии в диапазоне от 1000 до 1400 К при росте температуры сменяется резким повышением в диапазоне от 1400 до 1900 К, что соответствует, как можно полагать, реализации процессов разупорядочения (рис. 2), т.е. в этом температурном интервале происходит гипотетический фазовый переход порядок - беспорядок. При охлаждении значения энергии лежат выше, что естественно. Это свидетельствует о том, что для реализации процессов появления и повышения атомного порядка необходимо переохлаждение. Расхождение кривых нагрева и охлаждения означает необратимость диффузионных процессов при термоциклировании. В сплавах нестехиометрического состава ситуация несколько иная. Как видно из рис. 1, кривая зависимости конфигурационной энергии Е = Е(Т) сплава Ni55Al45 лежит ниже соответствующих кривых сплавов NiAl и Ni45Al55. Кривая сплава Ni45Al55 лежит выше соответствующих кривых сплавов NiAl и Ni55Al45. Кривые зависимостей сплавов стехиометрического состава и обогащенного никелем близки как по положению, так и по форме. Однако кривая сплава стехиометрического состава в области высоких температур имеет больший наклон, т.е. диффузионные процессы атомного упорядочения происходят более интенсивно, порядок в сплаве появляется быстрее и при более высокой температуре. В процессе термоциклирования (нагрев - охлаждение) сплава эквиатомного состава NiAl исследовались особенности структурно-фазовых слабоустойчивых предпереходных состояний, при этом уделялось внимание, прежде всего, температурному поведению средней конфигурационной энергии на атом (рис. 1), параметров ближнего (рис. 2, а) и дальнего (рис. 2, б) порядка. Видно, что температурный диапазон изменения параметров ближнего и дальнего порядка (рис. 2) согласуется с температурным диапазоном изменения конфигурационной энергии (рис. 1). В интерметаллиде стехиометрического состава NiAl в результате реализации в циклах нагрева и охлаждения наблюдается своеобразный гистерезис (рис. 1), наличие которого при термоциклировании свидетельствует о необратимости происходящих процессов и позволяет предполагать различие структурно-фазовых состояний на этапах нагрева и охлаждения. Это отражается и на поведении средних по системе характеристик с температурой: параметра ближнего (рис. 2, а) и дальнего (рис. 2, б) порядка. Заметим, что числовые значения этих характеристик существенно отличаются при одной и той же температуре на этапах нагрева и охлаждения. Таким образом, даже поведение средних характеристик системы свидетельствует о необратимости процессов, происходящих при нагреве (гипотетический фазовый переход порядок - беспорядок) и охлаждении (гипотетический фазовый переход беспорядок - порядок) в ходе термоциклирования. Рис. 2. Температурная зависимость параметра ближнего порядка (a) и параметра дальнего порядка (б) от концентрации компонент сплава в процессе охлаждения Для сравнительного анализа на рис. 2 представлено изменение значений параметров ближнего (рис. 2, а) и дальнего (рис. 2, б) порядков трех отличающихся по составу рассматриваемых интерметаллидов в процессе охлаждения. Несложно видеть, что значения параметра ближнего порядка во всех сплавах отрицательны, а отрицательное значение параметра ближнего порядка свидетельствует о тенденции сплавов находиться в упорядоченных состояниях, причем наибольшую склонность имеет сплав эквиатомного состава. Значения параметров ближнего порядка в сплавах, имеющих отклонение от стехиометрии, в процессе охлаждения близки между собой. Различия проявляются только при температурах ниже ~ 1300 К. После ступенчатого охлаждения значение параметра в сплаве Ni55Al45 стало -0.47, в сплаве с Ni45Al55 соответственно -0.44, а в сплаве стехиометрического состава NiAl параметр ближнего порядка принимает значение -0.59. Поскольку значения параметра ближнего порядка сплавов нестехиометрического состава существенно меньше по абсолютной величине соответствующих значений интерметаллида стехиометрического состава, то и тенденции к появлению атомного порядка у интерметаллидов нестехиометрического состава существенно меньше по сравнению с интерметаллидом стехиометрического состава. Так как было показано [17], что в интерметаллидах понижение атомного порядка является следствием структурных преобразований, то отклонение состава от стехиометрического, как можно ожидать из температурного поведения параметра ближнего порядка (рис. 2, а), будет приводить к уменьшению интенсификации диффузионных процессов в ходе охлаждения, необходимости переохлаждения и понижению температуры структурно-фазовых превращений в интерметаллидах нестихометрических составов. Изменения параметра ближнего порядка для всех рассматриваемых сплавов различного состава (рис. 2, а) согласуются с изменениями конфигурационной энергии (рис. 1). При нагревании интерметаллида стехиометрического состава NiAl, как видно из рис. 2, б, в процессе фазового перехода порядок - беспорядок до температуры 1200 К не наблюдается нарушений дальнего порядка, а далее до температуры 1600 К значения дальнего порядка плавно понижаются. Резкий скачок на кривой зависимости параметра дальнего порядка от температуры происходит при Т ≈ 1700 К, что свидетельствует о стремительном разупорядочении в системе. Можно полагать, что при нагревании фазовый переход порядок - беспорядок происходит в некотором интервале температур вблизи Т ≈ 1700 К. При дальнейшем повышении температуры дальний порядок стремится к нулю, что свидетельствует о существенном понижении порядка в системе. При охлаждении дальний порядок отсутствует до Т ≈ 1600 К, однако ближний порядок появляется уже при температурах ниже 1800 К (рис. 2, а). Резкое повышение значения параметра дальнего порядка наблюдается в интервале температур 1100-1400 К, что позволяет полагать реализацию в этом интервале температур фазового перехода беспорядок - порядок. Сопоставляя данную закономерность с температурным интервалом этапа нагревания, можно констатировать о переохлаждении системы на этапе охлаждения. При температуре ниже 800 К значение параметра дальнего порядка в сплаве не изменяется, система находится в упорядоченном состоянии. Изменения значений параметров дальнего порядка в процессе ступенчатого охлаждения во всех рассматриваемых модельных сплавах представлены на рис. 2, б. Естественно, что в сплаве стехиометрического состава NiAl дальний порядок возникает при более высоких температурах и значения параметра дальнего порядка выше во всем температурном интервале. Это сочетается с температурными зависимостями параметров ближнего порядка (рис. 2, а), которые свидетельствуют о наибольшей тенденции к атомному упорядочению именно сплава стехиометрического состава. В результате ступенчатого охлаждения сплава стехиометрического состава значение параметра дальнего порядка достигает ~ 0.9. В сплавах, имеющих отклонение от стехиометрии, значения соответствующего параметра ~ 0.89 для сплава с Ni55Al45 и ~ 0.72 для Ni45Al55. В сплаве стехиометрического состава NiAl значение параметра дальнего порядка растет быстрее при охлаждении, чем в сплавах с отклонением от стехиометрии. Поведение кривых η = η(Т) значительно отличается при охлаждении сплавов нестехиометрических составов от соответствующего поведения кривой сплава стехиометрического состава (рис. 2, б). При охлаждении сплавов нестехиометрических составов для установления дальнего порядка требуется существенное переохлаждение, а появление упорядоченных фаз происходит при значительно более низких температурах. Более того, кривая зависимости η = η(Т) сплава Ni45Al55 лежит намного ниже соответствующей кривой сплава Ni55Al45. Это, в свою очередь, подразумевает, что установление дальнего порядка в этих нестехиометрических сплавах происходит по-разному, что согласуется с имеющимися экспериментальными данными [1]. Следует обратить внимание на поведение кривых зависимостей η = η(Т) сплавов нестехиометрических составов в температурном интервале примерно от 1200 до 1500 К. В этом диапазоне кривая сплава Ni55Al45 лежит ниже соответствующей кривой сплава Ni45Al55. При более низких температурах кривые меняют свое взаимное расположение: кривая сплава Ni55Al45 лежит уже выше соответствующей кривой сплава Ni45Al55. Из этого можно полагать, что в температурном интервале примерно от 1200 до 1500 К реализуются особые структурно-фазовые состояния. Только в этом интервале значение дальнего порядка сплава (или фазы в гетерофазной смеси) Ni45Al55 превышает соответствующие значения сплава Ni55Al45. Казалось бы, что в этом интервале возможен распад фазы стехиометрического состава на фазы нестехиометрических составов, сохраняя общий атомный состав системы. Однако анализ температурных зависимостей средней конфигурационной энергии рассматриваемых фаз при различных концентрациях компонент (см. рис. 1) в процессе охлаждения свидетельствует о том, что с точки зрения средней конфигурационной энергии это невыгодно. Конечно, в многофазной системе и в неравновесной системе это вполне возможно. Отметим особенности, проявляющиеся при охлаждении сплавов нестехиометрических составов (рис. 2). Их отклонение от стехиометрического состава составляет 5 % и в том и в другом случае, однако поведение кривых температурных зависимостей σ = σ(Т) и η = η(Т) имеет особенности. Поведение кривых температурных зависимостей σ = σ(Т) близко (рис. 2, а), но значительно отличается от поведения кривой зависимости σ = σ(Т) сплава стехиометрического состава. В нестехиометрических сплавах склонность к упорядочению существенно ниже по сравнению со сплавом стехиометрического состава, о чем свидетельствуют значительно меньшие по абсолютной величине значения σ сплавов Ni55Al45 и Ni45Al55. Так как было показано [17], что в интерметаллидах понижение атомного порядка является следствием структурных преобразований, то отклонение состава от стехиометрического, как можно ожидать из температурного поведения параметра дальнего порядка (рис. 7, б), будет приводить к понижению интенсификации диффузионных процессов в ходе охлаждения, необходимости переохлаждения и понижению температуры структурно-фазовых превращений в интерметаллидах нестихометрических составов. Температурные диапазоны изменения параметров ближнего (рис. 2, а) и дальнего (рис. 2, б) порядка в сплавах с отклонением состава от стехиометрического также согласуются с температурным диапазоном изменения конфигурационной энергии (рис. 1). В сплаве стехиометрического состава NiAl в результате реализации цикла нагрева и охлаждения наблюдается своеобразный гистерезис (рис. 1), наличие которого при термоциклировании свидетельствует о необратимости происходящих процессов. Это позволяет предполагать различие структурно-фазовых состояний на этапах нагрева и охлаждения. С этой целью проанализируем атомную и фазовую структуры системы в процессе нагрева и охлаждения, т.е. в процессах гипотетических фазовых переходов порядок - беспорядок и беспорядок - порядок. Качественный анализ атомной структуры сплава NiAl в зависимости от температуры в процессе фазовых переходов порядок - беспорядок и беспорядок - порядок подтвердил ранее полученные заключения, вытекающие из закономерностей температурного поведения конфигурационной энергии, параметров ближнего и дальнего порядка. При нагреве до температуры ~ 1000 К сплав упорядочен, при повышении до Т = 1200 К появляются первые неупорядоченные области. При дальнейшем повышении температуры до 1600 К количество и размер областей с нарушением сверхструктурного расположения атомов увеличиваются. При температуре более 1800 К сверхструктурный порядок расположения атомов существенно нарушен, а при достижении температуры 1900 К сплав полностью разупорядочен. При охлаждении системы с понижением температуры примерно до 1800 К появляются области, упорядоченные в соответствии со сверхструктурой B2. При Т ≈ 1600 К количество и размер упорядоченных областей увеличивается, а при температуре ниже 1300 К сплав упорядочен. Сравнивая атомную структуру системы в процессах нагрева и охлаждения, т.е. в гипотетических процессах фазовых переходов порядок - беспорядок и беспорядок - порядок, несложно видеть различия. При нагреве упорядоченные области сохраняются до более высоких температур по сравнению с температурами появления упорядоченных областей при охлаждении. Несомненный интерес представляют структурно-фазовые превращения при гипотетических фазовых переходах порядок - беспорядок и беспорядок - порядок. На рис. 3 представлено изменение доменной (фазовой) структуры сплава стехиометрического состава NiAl в зависимости от температуры в процессе нагрева (рис. 3, а) и охлаждения (рис. 3, б). Темным обозначены области, упорядоченные в соответствии со сверхструктурой В2, светлые области соответствуют неупорядоченным структурам и границам зерен. В процессе нагрева до Т ≈ 1000 К сплав полностью упорядочен, при температурах в интервале от 1100 до 1200 К в сплаве начинают появляться первые неупорядоченные области. Повышение температуры до 1500 К приводит к увеличению количества и размеров неупорядоченных областей, а при Т ≈ 1600 К неупорядоченные области уже равномерно распределены по всей системе. При дальнейшем повышении температуры до 1800 К практически весь сплав разупорядочен, а при температурах выше 1900 К в сплаве остаются только зародыши доменов. Рис. 3. Распределения атомов по упорядоченным и неупорядоченным фазам в процессе нагрева (а) и охлаждения (б) Для сравнительного анализа на рис. 4 приведены распределения атомов по упорядоченным и неупорядоченным фазам в процессе охлаждения. Несложно видеть, что при охлаждении первые упорядоченные области появляются в сплаве стехиометрического состава NiAl при Т ≈ 1600 К, причем эти области значительны по размерам. При этой температуре в сплавах нестехиометрического состава Ni45Al55 и Ni55Al45 наблюдаются единичные упорядоченные области. При понижении температуры (например, при Т ≈ 1400 К) упорядоченные области в сплаве стехиометрического состава NiAl стремительно растут в размерах, в то время как в сплавах нестехиометрического состава Ni45Al55 и Ni55Al45 наблюдается рост по количеству упорядоченных областей. Следовательно, для появления упорядоченных областей в сплавах нестехиометрического состава Ni45Al55 и Ni55Al45 необходимо дополнительное переохлаждение по сравнению со сплавом стехиометрического состава NiAl. Более того, из анализа размеров упорядоченных областей можно полагать, что атомы, превышающие стехиометрическое соотношение, могут служить центрами зарождения упорядоченной фазы. Рис. 4. Распределения атомов по упорядоченным и неупорядоченным фазам в интерметаллидах системы Ni-Al в процессе охлаждения Следует отметить, что при отклонении состава системы от стехиометрического (рис. 4) наблюдается существенное измельчение упорядоченных и неупорядоченных областей. Например, при одной и той же температуре Т ≈ 1200 К размеры упорядоченных и неупорядоченных областей в интерметаллидах состава Ni45Al55 и Ni55Al45 значительно уступают соответствующим размерам аналогичных областей в интерметаллиде состава NiAl. Можно полагать, что это связано с появлением атомов Ni или Al, отклоняющих состав от стехиометрического, которые выступают дополнительными центрами локальных структурно-фазовых превращений. Сравнивая размеры упорядоченных и неупорядоченных областей в интерметаллидах нестехиометрического состава Ni45Al55 и Ni55A l45, можно заметить, что температурные зависимости областей данных сплавов отличаются. Можно полагать, что хотя отклонение от стехиометрического состава происходит на одну и ту же величину, но характер упорядочения в них различается из-за различия отклоняющих от стехиометрии атомов. Заключение С помощью метода Монте-Карло исследовано влияние вариаций состава на особенности предпереходных слабоустойчивых структурно-фазовых состояний интерметаллида NiAl в области структурно-фазовых превращений. В интерметаллиде NiAl стехиометрического состава показано, что при термоциклировании наблюдается своеобразный гистерезис, наличие которого свидетельствует о необратимости происходящих процессов, что подразумевает различие структурно-фазовых состояний на этапах нагрева и охлаждения. Анализ влияния отклонения атомного состава от стехиометрического на состояния интерметаллида NiAl в процессе охлаждения показал, что отклонение оказывается существенным фактором в области предпереходных слабоустойчивых структурно-фазовых состояний перед превращением. Значение параметра ближнего порядка сплавов нестехиометрического состава существенно меньше по абсолютной величине соответствующих значений интерметаллида стехиометрического состава, поэтому тенденции к появлению атомного порядка у интерметаллидов нестехиометрического состава существенно меньше по сравнению с интерметаллидом стехиометрического состава. Так как ранее было показано, что понижение атомного порядка в интерметаллидах является следствием структурных преобразований, то отклонение состава от стехиометрического, как можно ожидать из температурного поведения параметра ближнего порядка, будет приводить к уменьшению интенсификации диффузионных процессов в ходе охлаждения, необходимости переохлаждения и понижению температуры структурно-фазовых превращений в интерметаллидах нестехиометрических составов. Обращает на себя внимание поведение кривых температурных зависимостей параметра дальнего порядка сплавов нестехиометрических составов в некотором интервале температур в окрестности перехода беспорядок - порядок. В этом диапазоне кривая сплава Ni55Al45 лежит ниже соответствующей кривой сплава Ni45Al55. При более низких температурах кривые меняют свое взаимное расположение: кривая сплава Ni55Al45 лежит уже выше соответствующей кривой сплава Ni45Al55. Из этого можно полагать, что в этом температурном интервале реализуются особые структурно-фазовые состояния. Только в этом интервале значение дальнего порядка сплава (или фазы в гетерофазной смеси) Ni45Al55 превышает соответствующие значения сплава Ni55Al45. Казалось бы, что в этом интервале возможен распад фазы стехиометрического состава на фазы нестехиометрических составов, сохраняя общий атомный состав системы. Однако анализ температурных зависимостей средней конфигурационной энергии рассматриваемых фаз при различных концентрациях компонент в процессе охлаждения свидетельствует о том, что с точки зрения средней конфигурационной энергии это невыгодно. Конечно, в многофазной системе и в неравновесной системе это вполне возможно. При охлаждении поведение температурных зависимостей параметра дальнего порядка для сплавов нестехиометрического состава и сплавов стехиометрического состава значительно отличается. Для установления дальнего порядка в сплавах нестехиометрических составов требуется существенное переохлаждение, а появление упорядоченных фаз происходит при более низких температурах. Кроме того, кривая температурной зависимости параметра дальнего порядка сплава Ni45Al55 лежит существенно ниже соответствующей кривой сплава Ni55Al45. Это, в свою очередь, подразумевает, что установление дальнего порядка в этих нестехиометрических сплавах происходит по-разному. Следует отметить, что при отклонении состава системы от стехиометрического наблюдается существенное измельчение упорядоченных и неупорядоченных областей.

Ключевые слова

интерметаллид, слабоустойчивые предпереходные состояния, атомный порядок, структурные дефекты, intermetallic, pre-transition low-stability states, atomic order, structural defects

Авторы

ФИООрганизацияДополнительноE-mail
Гринкевич Лариса СергеевнаНациональный исследовательский Томский государственный университетд.э.н., профессор, профессорkanc@spti.tsu.ru
Клопотов Анатолий АнатольевичСибирский физико-технический институт им. В.Д. Кузнецова Томского госуниверситета; Томский государственный архитектурно-строительный университетд.ф.-м.н., профессор, ст. науч. сотр. СФТИ ТГУ, профессор ТГАСУklopotovaa@tsuab.ru
Старостенков Михаил ДмитриевичАлтайский государственный технический университет им. И.И. Ползуновад.ф.-м.н., профессор, зав. кафедройgenphys@mail.ru
Кулагина Валентина ВасильевнаСибирский физико-технический институт им. В.Д. Кузнецова Томского госуниверситета; Сибирский государственный медицинский университетк.ф.-м.н., доцент, ст. науч. сотр. СФТИ ТГУ, доцент СГМУkanc@spti.tsu.ru
Чаплыгин Павел АлександровичАлтайский государственный технический университет им. И.И. Ползуновааспирантgenphys@mail.ru
Чаплыгина Александра АлександровнаАлтайский государственный технический университет им. И.И. Ползуновак.ф.-м.н., докторантgenphys@mail.ru
Потекаев Александр ИвановичНациональный исследовательский Томский государственный университет; Сибирский физико-технический институт им. В.Д. Кузнецова Томского госуниверситетад.ф.-м.н., профессор, профессор НИ ТГУ, директор СФТИ ТГУkanc@spti.tsu.ru
Всего: 7

Ссылки

Кривоглаз М.А., Смирнов А.А. Теории упорядочивающихся сплавов. - М.: Физматгиз, 1958. - 388 с.
Иверонова В.И., Кацнельсон А.А. Ближний порядок в твердых растворах. - М.: Наука, 1977. - 253 с.
Потекаев А.И., Чаплыгина А.А., Чаплыгин П.А. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2019. - Т. 62. - № 1. - С. 104-111.
Потекаев А.И., Чаплыгина А.А., Чаплыгин П.А. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2018. - Т. 61. - № 3. - С. 12-27.
Потекаев А.И., Чаплыгина А.А., Чаплыгин П.А. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2017. - Т. 60. - № 10. - С. 115-124.
Потекаев А.И., Чаплыгина А.А., Чаплыгин П.А. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2017. - Т. 60. - № 9. - С. 118-126.
Потекаев А.И., Морозов М.М., Клопотов А.А. и др. // Изв. вузов. Черная металлургия. - 2015. - Т. 58. - № 8. - С. 589-596.
Полетаев Г.М., Потекаев А.И., Старостенков М.Д. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2015. - Т. 58. - № 1. - С. 38-43.
Потекаев А.И., Чаплыгина А.А., Кулагина В.В. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2016. - Т. 59. - № 10. - С. 13 -22.
Чаплыгина А.А., Потекаев А.И., Чаплыгин П.А. и др. // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - 2016. - Т. 13. - № 2. - С. 155-161.
Клопотов А.А., Тришкина Л.И., Маркова Т.Н. и др. // Известия РАН. Сер. физич. - 2016. - Т. 80. - № 11. - С. 1576-1578.
Потекаев А.И., Чаплыгина А.А., Кулагина В.В. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2017. - Т. 60. - № 2. - С. 16-26.
Клопотов А.А., Потекаев А.И., Козлов Э.В., Кулагина В.В. // Изв. вузов. Физика. - 2011. - Т. 54. - № 9. - С. 59-69.
Кулагина В.В., Чаплыгина А.А., Попова Л.А. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2012. - Т. 55. - № 7. - С. 78-87.
Чаплыгина А.А., Потекаев А.И., Чаплыгин П.А. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2016. - Т. 59. - № 5. - С. 3-8.
Чаплыгина А.А., Чаплыгин П.А., Старостенков М.Д. и др. // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - 2016. - Т. 13. - № 3. - С. 403-407.
Чаплыгин П.А., Старостенков М.Д., Потекаев А.И. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2015. - Т. 58. - № 4. - С. 52-57.
Конева Н.А., Тришкина Л.И., Потекаев А.И., Козлов Э.В. Структурно-фазовые превращения в слабоустойчивых состояниях металлических систем при термосиловом взаимодействии / под общ. ред. А.И. Потекаева. - Томск: Изд-во НТЛ, 2015. -344 с.
Потекаев А.И., Старостенков М.Д., Кулагина В.В. Влияние точечных и планарных дефектов на структурно-фазовые превращения в предпереходной слабоустойчивой области металлических систем / под общ. ред. А.И. Потекаева. - Томск: Изд-во НТЛ, 2014. - 488 с.
Косицын С.В., Косицына И.И. // УФМ. - 2008. - Т. 9. - С. 195-258.
 Влияние вариаций атомного состава на слабоустойчивые предпереходные структурно-фазовые состояния интерметаллида NiAl | Изв. вузов. Физика. 2019. № 2.

Влияние вариаций атомного состава на слабоустойчивые предпереходные структурно-фазовые состояния интерметаллида NiAl | Изв. вузов. Физика. 2019. № 2.