Компьютерное моделирование термоактивируемой структурной перестройки в бикристалле Ni-Al тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи ДЕНИСОВА НАТАЛЬЯ ФЕДОРОВНА

КОМПЬЮТЕРНОЕ МОДЕЛИРОВАНИЕ ТЕРМОАКТИВИРУЕМОЙ СТРУКТУРНОЙ ПЕРЕСТРОЙКИ В БИКРИСТАЛЛЕ Ы1-АЬ

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Специальность 01.04.07 - физика конденсированного состояния

Барнаул - 2006

Работа выполнена в Алтайском государственном техническом университете им. И. Ползунова и Восточно-Казахстанском государственном университете им. С. Аманжолова

Научный руководитель:

доктор физико-математических наук, профессор, Старостенков М.Д.

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук,

профессор, Демьянов Б.Ф. кандидат физико-математических наук, доцент, Рудер Д.Д.

Ведущая организация:

Томский государственный архитектурно-строительный университет

Защита состоится " 3 " июля 2006 г. в 11 час, на заседании диссертационного совета Д212.004.04 при Алтайском государственном техническом университете по адресу: 656038, г. Барнаул, пр. Ленина, 46.

С диссертацией можно ознакомиться в научной библиотеке Алтайского государственного технического университета.

Автореферат разослан " 24 " мая

2006 г.

Ученый секретарь диссертационного совета, кандидат физико-математических наук

Жданов А.Н.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Среди групп металлов и сплавов важную роль в качестве практического применения, как конструкционные или жаропрочные сплавы, играют упорядоченные сплавы и интерметаплиды. Одной из самых главных особенностей этих сплавов является положительная температурная зависимость предела текучести; особенно это свойство, проявляется в системе №-А1. Интерметаллид №3А1 имеет всевозрастающее применение в авиационной и космической промышленности из-за легкости, прочности и жаростойкости. Получение таких соединений из реагентов может происходить при синтезе сжиганием, или самораспространяющемся высокотемпературном синтезе (СВС), - новая технология получения материалов, основанная на прямом синтезе неорганических соединений в экзотермических реакциях между химическими элементами [1]. Реагенты в СВС процессах используются в виде тонкодисперсных порошков, тонких пленок, жидкостей и газов. Исследование динамики СВС и фазообразова-ния при синтезе на микроскопическом (атомном) уровне в реальных экспериментах является трудной задачей. В первую очередь это связано с высокими скоростями и температурами реакции СВС. Аналогичные процессы происходят при механоактивирующей обработке смеси микропорошков А1 и N1. Исследования представляется возможным проводить лишь косвенно, причем приходится учитывать те или иные побочные явления, которые зачастую непросто отделить от явлений исследуемых.

Решение подобных вопросов с помощью реальных экспериментов в настоящее время весьма затруднительно, поскольку для этого необходимы исследования динамики диффузионных процессов и фазообразования на атомном уровне. Реальные эксперименты позволяют изучать изменение структуры материала, как правило, на начальном и конечном этапах эксперимента. Одним из решений этой проблемы является использование методов компьютерного моделирования.

Компьютерное моделирование появилось в физике твердого тела в конце пятидесятых годов XX в. Помимо прочего, оно позволяет исследовать на атомном уровне динамику, как быстропротекающих, так и длительных по времени процессов. 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.

В связи с вышеизложенным, исследования методами компьютерного моделирования особенностей образования зародышей и кластеров интер-

металлических фаз в металлических системах под влиянием различных внешних факторов, на наш взгляд, является весьма актуальным.

Целью работы является изучение на атомном уровне процессов структурно- энергетической перестройки бикристалла Ni-Al с образованием зародышей и кластеров интерметаллических фаз в условиях импульсного разогрева и в зависимости от многих факторов: времени компьютерного эксперимента, атомных размеров взаимодействующих компонентов, влияние точечных дефектов и избыточного свободного объема.

Научная новизна диссертационной работы заключается в том, что методом молекулярной динамики на атомном уровне изучены процессы образования зародышей и кластеров интерметаллических фаз в двумерных металлах в зависимости от температуры и времени компьютерных экспериментов, размеров и формы взаимодействующих частиц, наличия точечных дефектов (вакансий, бивакансий) и избыточного свободного объема. В зависимости от концентрации компонентов бинарной системы Ni-Al, показано преобладание образования зародышей и кластеров интерметаллических фаз: NiAl и Ni3Al соответственно для бинарных систем Ni-50% и А1-50%, N¡-70% и А1-30%. Обнаружено замедление роста кластеров интерметаллических фаз ростом разупорядоченной фазы. Показано, что кристаллографически разупорядоченная фаза в системе Ni-Al, стремится организовать структурный порядок на фоне сверхструктурного беспорядка.

Научная и практическая ценность 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 и механоактивируемой обработке.

На защиту выносятся следующие положения:

1. Влияние температуры и времени компьютерных экспериментов, размеров и формы частицы, наличия точечных дефектов (вакансий, бивакансий) и избыточного свободного объема на интенсификацию взаимодиффузии компонентов исследуемой системы при твердофазном взаимодействии.

2. При высоких температурах вклад в структурно- энергетическую перестройку бикристалла могут вносить динамические пары Френкеля

3. Образование и развитие зародышей и кластеров интерметаллических фаз подавляет разупорядоченная фаза, так как структурный порядок энергетически первичен по отношению к сверхструктурному порядку.

Апробация работы. Результаты работы доложены на международных и российских конференциях:

- 2th International Conference on Multiscale Materials Modeling (MMM-II), Los-Angeles, USA (2004);

- 8-я международная конференция "Физика твердого тела", Алматы, Казахстан (2004);

- Международная школа- семинар по физике конденсированного состояния, Усть-Каменогорск, Казахстан (2004);

- 10-я Межвузовская конференция по математике и механике, Алматы, Казахстан (2004);

- 5-я Международная конференция «Ядерная и радиационная физика», Алматы, Казахстан (2005);

- Международная научно- практическая конференция «Аманжоловские чтения-2005», Усть-Каменогорск, Казахстан (2005);

- 59-ая Научная конференция студентов и молодых ученых, Алматы, Казахстан (2005);

- Международная научно- техническая конференция «Композиты в народное хозяйство», Барнаул, Россия (2005).

Публикации. Результаты работы опубликованы в 7 статьях в центральных и зарубежных изданиях и 8 тезисах докладов.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения и списка литературы из 174 наименований. Работа изложена на 169 страницах машинописного текста, содержит 3 таблицы и 117 рисунков.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обосновывается актуальность исследуемой проблемы, сформулирована цель диссертационной работы, описаны научная новизна, научная и практическая ценность, основные защищаемые положения. Дается краткое содержание работы по главам.

В первой главе диссертации проводится обзор имеющихся на данный момент теоретических и экспериментальных представлений о бинарной системе №-А1 и изменению фазового состава системы при внешнем воздействии. Особое внимание уделяется механизмам процессов диффузии, протекающих в условиях импульсного разогрева металлов. Рассматриваются процессы самораспространяющегося высокотемпературного синтеза в различных системах. Приводится описание существующих экспериментальных методов исследования процессов СВС- синтеза. Кроме того, в первой главе приведена классификация методов компьютерного моделирования, применяемых в физике конденсированного состояния. В конце первой главы сформулированы основные задачи диссертационной работы.

Во второй главе приведено описание молекулярно-динамической модели в двумерных металлах, обосновываются допущения, используемые в модели. В методе молекулярной динамики поведение заданной совокупности атомов описывалось в рамках классической механики системой обыкновенных дифференциальных уравнений движения в форме Ньютона, численное решение которых осуществляется на компьютере. В качестве экспериментальной модели выбрана двумерная металлическая система №-А1.

Подобный выбор обусловлен тем, что двумерные модели позволяют проводить структурный анализ с применением более простых и наглядных визуализаторов по сравнению с теми, которые используются в трехмерных моделях. Упаковка атомов, исследуемых двумерных металлов Ni+Al, соответствовала плоскости {111} ГЦК решетки. Иная упаковка двумерных кристаллов, при моделировании по методу молекулярной динамики, переходит в вышеописанную даже при незначительном инициировании процесса. Взаимодействия атомов в двумерных металлах описывались парными центральными потенциалами межатомного взаимодействия Морза. Параметры потенциалов были определены по значениям энергии сублимации, параметра решетки и объемного модуля упругости. Радиус действия потенциалов ограничивался расстоянием 8А.

Построение конфигурации расчетной ячейки зависело от поставленной задачи и включало такие аспекты, как структура расчетной ячейки и граничные условия. В работе применялись периодические граничные условия. Динамическая релаксация, после построения конфигурации расчетной ячейки, проводилась с помощью молекулярной динамики. Начальная температура в модели задавалась через начальные скорости атомов с помощью выражений = 2>д»,-о

V т, - , (1)

где Vi - вектор скорости /-го атома, vK, — среднеквадратичная скорость атома, Q - мерность системы, кБ— постоянная Больцмана, Г—температура, т(- масса /'-го атома, N- число атомов в расчетной ячейке.

Первоначально в настоящей работе, для сверки результатов, предполагалось использовать два типа потенциалов: парных и многочастичных. Для молекулярно-динамической модели простых ГЦК металлов был обоснован выбор парных потенциальных функций Морзе для описания межатомного и межмолекулярного взаимодействия: кристаллическая структура стабильна, энергетические и силовые характеристики описываются с удовлетворительной точностью.

В этой главе также были проведены компьютерные эксперименты по тестированию начальной температуры диффузионных процессов в чистых металлах Ni и А1 без дефектов и с внедренными точечными дефектами. При импульсном разогреве в течение 10 пс и последующей закалки чистых металлов Ni и А1 было получено, что температура начала диффузии составляет 1950К и 1200К, эти температуры значительно превышают температуры плавления материалов [2]. Достаточно ввести свободный объем в виде одной вакансии, что составляет концентрацию 6,25*10"4 для расчетного блока 1600 ат., как температура начала диффузионных процессов снижается до 1000К и 500К соответственно, то есть до допустимого известного из литературы уровня [3]. При введении в структуру кристалла одной бива-кансии температура начала диффузии для Ni и А1 снижается до 500К и 200К. В случае введения в чистый Ni тривакансии температура начала диффузионных процессов равна 400К.

В третьей главе приводятся результаты исследования в зависимости от температуры и времени компьютерных экспериментов, размеров и формы взаимодействующих частиц, наличия точечных дефектов (вакансий, бивакансий).

В начале главы рассматриваются эксперименты по изучению влияния атомного размера внедренной симметричной шестиугольной наночастицы Al в бикристалл Ni на температуру начала диффузионных процессов. Процедура построения исследуемого бикристалла заключалась в следующем: шестиугольная наночастица алюминия вкладывалась в никелевую матрицу путём замещения узлов атомов никеля атомами алюминия в центре расчётного блока, атомные размеры частицы составляли от 7 до 439 атомов. После введения частицы алюминия в никелевую матрицу для снятия упругих напряжений, производилась релаксация, для этого бикристалл импульсно разогревался при температуре от ОК до 10-120К в зависимости от размера частицы алюминия, в течение Юпс времени компьютерного эксперимента и быстро охлаждался до ОК посредством диссипации энергии за пределы расчётного блока. Непосредственно компьютерные эксперименты проводились в течение 100 пс, и в результате чего были определены температуры начала структурно- энергетической перестройки, для каждого расчётного блока в зависимости от размера частиц (рис.1.).

Рис.1. График зависимости, изменения температуры начала диффузионных процессов от размера внедрённой частицы А1.

Как следует из рис.1, предельные размеры частиц А1, при которых температура практически не изменяется (900К) составляют от 127ат до 439ат. Начиная с таких размеров частиц А1, внутри фазы А1 и по межфазной границе образуются дислокации несоответствия. Проводились эксперименты с импульсным разогревом бикристалла в зависимости от времени выдержки до полного растворения внедрённых частиц А1, и было получено, что в результате флуктуации в некоторых экспериментах образовались пары точечных дефектов Френкеля, которые ускоряли процесс растворения частицы А1 и влияли на фазообразование. Для каждого расчетного блока в этой серии экспериментов проводился анализ фазового состава. На рис.2, в ка-

честве примера, представлены картины распределения зародышей и кластеров кристаллических фаз в расчетной ячейке с внедренной частицей А1, состоящей из 127 ат., полученные на двух временных отрезках компьютерного эксперимента при начальной температуре 1500К. Из рис.2, видно, что при растворении частицы алюминия в никелевой матрице в зоне диффузии возникает градиент концентрации компонентов. Вследствие этого, возле поверхности частицы, в основном образовались зародыши Ы1А13, а с удалением от межфазной границы преобладают зародыши интерметаллических фаз №гА1 и №3А1. В реальном СВС-синтезе на начальных этапах растворения А1 в N1 также имеет место градиент концентрации компонентов и соответствующее ему распределение зародышей фаз [4]. При увеличении времени компьютерного эксперимента до 1200 пс частица алюминия полностью растворилась, исчезли зародыши соединения №А1з и увеличилась концентрация более стабильных зародышей и кластеров интерметаллических фаз ЭДА!, №гА!, №3А1.

° А1 24 1,57% ® Л1 0 0%

* А7 1295 85,20% * N1 1105 76,74%

« ИШ, 11,5 0,77% Ш1} 0 0%

О N141! 1,5 0,09% о Ш1г 4 0,28%

Ф 3 0,19% « ыш 21 1,46%

о А'М/ 2,5 0,17% о А'Ы/ 45 3,13%

* лм/ 2,5 0,17% ♦ ШзА1 37 2,57%

• Разупорядоченная фаза • Разупорядоченная фаза

180 11,84% 228 15,82%

а) б)

Рис.2. Кристаллические фазы в расчетной ячейке на различных этапах эксперимента: а) 200 пс; б) 1200 пс.

На рис.3, представлен график изменения фазового состава расчётной ячейки в процессе эксперимента, из которого видно, что зародыши интерметаллических фаз появлялись и растворялись в расчетной ячейке во время компьютерного эксперимента. Их нестабильность связана, в первую очередь, с высокой температурой расчетной ячейки, превышающей на последних стадиях растворения температуру плавления всех возможных кристаллических фаз (ТплА1=933К, Тпл№=1728К [2]). Кроме того, нестабильность зародышей может быть связана с их малыми размерами, которые меньше некоторого критического [5].

а) б)

Рис.3. Графики изменение фазового состава расчетной ячейки в процессе эксперимента: а) разупорядоченная фаза; б) упорядоченные фазы

В результате компьютерных экспериментов было установлено, что в процессе растворения частиц А1 в двумерной системе №-А1 наблюдалось резкое повышение температуры на 500К- 800К, что позволяет говорить о реакции самораспространяющегося высокотемпературного синтеза. Анализ фазового состава в процессе компьютерных экспериментов показал, преобладание зародышей фазы Ы!А12 в начале эксперимента (рис.3.), что объясняется высокой диффузионной подвижностью атомов А1 в объеме и вследствие, этого алюминий относительно быстро смешивается с никелем. В работе [6] отмечается, что в процессе диффузии может реализоваться подавление роста зародышей одной фазы за счет роста зародышей другой. Под этот случай, по всей видимости, подходят соединения №А12 и

М12А1 (рис.3.). Многофазность, полученная в результате компьютерных экспериментов, имеет место и в реальном СВС- процессе [7].

Были проведены исследования влияние точечных дефектов (вакансий и бивакансий) на начальные этапы структурно- энергетической перестройки бикристалла №-А1. Было получено, что в зависимости от удаленности вакансии относительно межфазной границы температура начала диффузионных процессов понижается таб. 1.

Таблица 1

Таблица температур, начала процесса диффузии в зависимости от размера частицы А1 и удалённости вакансий от межфазной границы_

Удалённость вакансии Температура (К) в зависимости от количества атомов А1

7 атомов 19 атомов 37 атомов 61 атом 127атомов

1 ряд 900 1000 900 850 650

2 ряд 950 1050 950 870 680

3 ряд 1000 1150 950 900 690

4 ряд 1300 1170 970 950 730

5 ряд 1300 1200 1000 970 760

6 ряд 1300 1200 1050 980 800

Аналогичные эксперименты были выполнены и с внедрением точечного дефекта- бивакансии, температура начала процессов диффузии также понизилась и бивакансия при термоактивации трансформировалась в дива-кансионный комплекс [8]. В процессе миграции дивакансионный комплекс разворачивался относительно плотноупакованных атомных рядов, и данный механизм диффузии конкурировал с вакансионным.

Таким образом, картину взаимодействия в двумерной системе Ni-Al при внедрении точечных дефектов можно описать следующим образом. До температуры плавления А1 основное влияние на скорость и температуру активации диффузии оказывает место размещения вакансии и размер частицы А1. Диффузия осуществляется преимущественно из коррелированных скачков атомов по вакансиям вблизи ядра дислокации вдоль плотноупакованных атомных рядов. В процессе диффузии вакансия, располагающаяся в никелевой фазе не далее шестого соседства от межфазной границы, продвигается в фазу А1, вследствие образования связей Ni-Al, имеющих меньшее межатомное расстояние, чем связь AI-A1. Вместе с этим происходит прорастание дислокаций несоответствия в сторону фазы А1. Продвижение вакансии из никелевой матрицы в алюминиевую частицу приводит к образованию зародышей интерметаллических фаз. С увеличением температуры и времени компьютерного эксперимента происходит растворение алюминиевой частицы и образование зародышей интерметаллических фаз. При высоких температурах в процессе фазообразования начинают принимать участие пары Френкеля.

Были проделаны эксперименты с внедрением наночастиц А1 в Ni матрицу, состоящих из 121ат., в форме квадрата и ромба. Обнаружено, что температура начала диффузионных процессов для квадратной частицы А1 составляет 1000К, а ромбообразной частицы составляет 1200К. Полное растворение этих наночастиц А1 происходит при температуре 1500К так же, как и при внедрении шестиугольной наночастицы А1, но за более короткий промежуток времени компьютерного эксперимента (400 пс).

В результате проведенных исследований было установлено, что в отсутствии избыточного свободного объема, при внедрении в Ni матрицу сверхмалых частиц А1, температура начала диффузионных процессов возрастает с уменьшением размера кластера А1 до температуры, превышающей температуру плавления Ni. Начиная с наночастицы А1, состоящей из 127 ат., температура начала диффузионной перестройки стабилизируется на уровне 800К. При наличии в бикристалле точечных дефектов (вакансий, бивакансий) температура начала диффузионных процессов резко снижается для всех атомных размеров наночастиц А1, внедренных в Ni матрицу. При этом, чем ближе точечный дефект к внедрённой частице А1, тем ниже оказывается температура начала процесса диффузии. Обнаружено, что с увеличением времени выдержки при определенных температурах импульсного разогрева в результате флуктуаций возникают и аннигилируют пары Френ-

келя. Анализ фазового состава показал образование зародышей и кластеров фаз №зА1 и разупорядоченной фазы. Причем разупорядоченная фаза

является преобладающей, а зародыши и кластеры фаз интерметаллидов оказываются нестабильными.

В четвертой главе приводятся результаты компьютерных экспериментов термоактивации бикристалла №+А1, с относительно большими внедренными наночастицами А1 (от 30% до 50% концентрационного состава бикристалла). Эти исследования проводились для получения большего числа зародышей и кластеров упорядоченных интерметаллических фаз: №3А1и№А1.

Установлено, что с внедрением таких крупных частиц А1 на межфазной границе возникают упругие напряжения из-за разницы в эффективных размерах атомов N4 и А1, а также различия в температурной зависимости коэффициентов линейного расширения. Для снятия напряжений на границе фаз вводился избыточный свободный объем, путем удаления определенного числа приграничных рядов атомов N1. Необходимое число удаляемых рядов атомов рассчитывалось по разности площадей шестиугольника, состоящего из атомов N1 и подобного шестиугольника из атомов А1. Было получено, что при внедрении частицы А1 (30%) требуется удалить примерно один приграничный ряд атомов К!, а при внедрении частицы А1 (50%) два ряда.

Для выявления влияния избыточного свободного объема на температуру начала структурно-энергетической перестройки бикристалла, скорость и характер развития диффузионных процессов, были проведены компьютерные эксперименты, когда вблизи частицы алюминия, составляющей 30% от общего состава бикристалла, убирались два и три приграничных ряда атомов Ж Активные смещения атомов в этих случаях наблюдались даже при релаксации, при этом отмечен всплеск эффективной температуры в начале релаксации до 1540К и 1450К соответственно. Всплеск температуры связан с возможностью перемещения атомов на большие расстояния. В случае избыточного свободного объема, составляющего три ряда в процессе релаксации, образуется пора размером 1/8 относительно площади частицы А1. Так как взаимодействие пар атомов А1 и N1 в приграничной области бикристалла является более выгодным, то наблюдается стягивание атомов А1 к межфазной границе. Вблизи межфазной границы образуются дислокации несоответствия, в тоже время пора релаксирует внутреннее напряжение частицы А1 и внутри частицы в основном исчезают дислокации (рис.4.). Данный эффект аналогичен релаксации напряжений при образовании пор путём деформации, который ранее наблюдался в компьютерном эксперименте при деформировании твёрдого аргона [9].

2

3

1

Рис.4. Картина наложения плот-ноупакованных атомных рядов в трех направлениях, после процесса релаксации (1- пора; 2- область частицы А1; 3- область N1 матрицы)

Сравнивая бикристаллы №+А1 с наличием пропущенных приграничных рядов атомов N1 (один, два, три ряда), можно заметить, что при наличии малого количества свободного объема (один ряд) и внутренних напряжений, начало диффузионных процессов происходит, только при темпера^ туре 1300К. При увеличении свободного объема до двух приграничных рядов атомов N1 диффузия начинается при значительно низких температурах 300К, а при температуре 1300К начинают образовываться зародыши новых фаз уже при 100 пс времени импульсного разогрева. Отсутствие трех приграничных рядов N1 приводит к ускорению процесса фазообразования, остаточное число атомов А1 в последнем случае равно 160 ат., что в два раза меньше (336 ат.), чем во втором случае (рис.5.).

V Хгл" ■ '■'У. '•л'*- -Т-Й'Й <■ • ■ ■ о %»:■:•:•:

' *•< «« * * • » ♦ ■ ."'.V ......'„V Л .'.*.'.*.'. о >••■»» ■ ♦ • • '..V.

• «•••' » « ^Л'.'Л'Н * ■ •длул*... О ■ " о% , • • ■ »■оо

»V* »•/«•«*• ** Л о . ?- ь * л . . о . . ,

♦"/•\V.\V»®'» Л'.'/. . .«.•.<>■ . . . . ;>>л\\*л*

* А1 336 24,93% « А1 160 11,87%

• N1688 51,04% • т 601 44,58%

е- ЫШ3 0 0% о ыш3 24 1,78%

о ЫШ2 8 0,59% о ыш2 25 1085%

♦ ЫМ 0 0% ♦ ыш 9 0,67%

о ЫШ 2 0,15% » МтА1 5 0,37%

* ЫШ 0 0% ♦ ШзЛ1 1 0,07%

•Разупорядоченная фаза 566 23,29%

а)

•Разупорядоченная фаза 775 38,81,29% б)

Рис.5. Фазовый состав при импульсном разогреве 1300К в течение: а)

ЮОпс; б)1300пс

Было получено, что при импульсном разогреве 1300К и 1000К, соответственно для бикристаллов №+А1 с внедрёнными частицами А1- 30% и 50% от общего концентрационного состава, время компьютерных экспериментов, при котором наночастицы полностью растворились, составило соответственно 1500пс и ЮООпс. Было обнаружено, что не все атомы N1 были вовлечены в диффузионные процессы, активная структурная перестройка бикристаллов наблюдалась, только в алюминиевой частице и в приграничных рядах №. Анализ фазового состава показал, как и для меньших частиц (см. глава 3), что при растворении частицы А1 в никелевой матрице в зоне диффузии возникал градиент концентрации компонентов. Вследствие этого возле поверхности частицы в основном образовывались зародыши и кластеры фаз №2А1 и №3А1, а ближе к центру преобладали зародыши и кластеры фаз №А12 и №А1.

В работе также были проведены исследования с циклическими процессами импульсного разогрева при определённой температуре в нарастающей серии последовательных интервалов времени, и запоминалась конечная структура материала, после процесса сверхбыстрого охлаждения (закалки), и кристалл импульсно разогревался в течение нового интервала времени. Были выполнены компьютерные эксперименты для трёх расчётных ячеек с внедренными частицами А1, состоящими из 127ат. (7,94%), 439 ат. (=30%) и 721 атома. (=50%).

Для маленькой частицы (=8%) была проведена серия экспериментов при температуре 1400К и временем выдержки от 100 до ИООпс с шагом 100пс. Растворение частицы произошло уже за ЗООпс суммарного времени. Дальнейшие эксперименты проводились для проверки стабильности фаз и исследования перестройки кристаллографической структуры бикристалла №+А1.

На рис.6, показано, как изменялись картины плотноупакованных упорядоченных атомных рядов на разных этапах эксперимента, видна зернистость бикристалла (рис.б.а), причем зерна крупных размеров и поликристаллической структуры. Разориентация зёрен относительно начальных направлений размещения атомов по плотноупакованным атомным рядам составляет: для первого зерна (рис.б.а (1)) -27° , в более узких областях наблюдается изменение ориентации в сторону доминирующего зерна. Переориентация доминирующего зерна по сравнению с начальными направлениями плотноупакованных атомных рядов (рис. б.а (2)) составляет 31°. С увеличением суммарного времени выдержки до 1100 пс бикристалл утрачивает зернистую структуру и отклонения направления плотноупакованных атомных рядов от начального положения составляет 32°. Рост доминирующего зерна (рис.б.а (2)) происходил за счет расслоения центрального зерна на более мелкие фрагменты и поворотом малых зёрен относительно доминирующего зерна матрицы до совпадения направлений плотноупакованных атомных рядов.

•30 .•;.,„:, О .... 30

-30 0 . 30

а) б)

Рис.6. Ориентации плотноупакованных упорядоченных атомных рядов в направлении -30°-30°при температуре 1400 К продолжительность эксперимента: а) 600 пс; б) 1100 пс (1- зерно в центральной части бикристалла; 2-доминирующее зерно бикристалла)

Подобные результаты были получены для аналогичных компьютерных экспериментов с более крупными частицами А1 (30% и 50%). На рис. 7 показано изменение ориентации плотноупакованных атомных рядов бикристалла №+А1 с внедренной 50% частицей А1. За короткий промежуток времени 500 пс, (начиная с 800 пс до 1300пс), происходит переориентация плотноупакованных атомных рядов, исчезает зернистость бикристалла и отклонение от начальных направлений плотноупакованных атомных рядов

Рис.7. Картины плотноупакованных упорядоченных атомных рядов в направлении 90°-150°при температуре 1000К суммарная продолжительность эксперимента: а) 800пс; б) 900пс; в) 1300пс (1-область тройного стыка зерен)

В этой серии компьютерных экспериментов был произведён количественный анализ изменения образуемых зародышей и кластеров соединений: №А1з, №А12) №А1, №2А1, N¡3X1. Для этого подсчитывалось количество одинарных, двойных, тройных и так далее зародышей и кластеров, возникающих соединений во всех временных экспериментах, и были построены диаграммы зависимости количества зародышей или кластеров фаз от времени компьютерных экспериментов. На рис.8, представлены две диаграммы образования и стабильности одинарных зародышей и восьмерных кластеров соединений для 30% частицы в течение всего суммарного времени эксперимента.

1ши

1ШМ

Оыич ОММ2

8 г £ а I » ? г з 2 5 г 5 »! 2 2 г | г ? 8 ?

а)

Омшг ■глмэ

б)

Рис.8. Диаграммы изменения количественного состава зародышей и кластеров фаз для частицы А1, составляющей 30% от бикристалла: а) одинарные зародыши; б) кластеры, состоящие из восьми частиц фазы

Из приведенных диаграмм видно, что более крупные кластеры фаз образуются при более длительном суммарном времени. Такие соединения, как NiAl3, NiAl2 при возникновении одинарных зародышей в последующих временных интервалах исчезают. В компьютерных экспериментах продолжительностью 1200 пс и 1400 пс стабильными остаются только зародыши фаз NiAl, N^Al, Ni3Al. А более крупные кластеры такого соединения, как NiAl3 вовсе не образуется, и аналогично стабильными остаются кластеры соединений Ni2Al, Ni3Al. Из построенных диаграмм, можно сделать вывод, что стабильными для данного бикристалла (с 30 % содержанием А1) является фазы Ni3Al и Ni2Al, кластеры данных соединений укрупняются.

Подобный анализ фазового состава был выполнен и для бикристалла Ni+Al с внедрённой 50% частицей А1, и было получено, что стабильными для данного бикристалла является фазы NiAl и Ni2Al, кластеры данных соединений укрупняются, и максимальный размер кластера NiAl составляет 21 частицу. Данный кластер образуется к моменту времи компьютерного эксперимента 1000 пс и остаётся стабильным до эксперимента продолжительностью 1400 пс.

В данной главе были проведены исследования изменения фазового состава и структуры бикристалла Ni+Al в нарастающих сериях динамических экспериментов, то есть, когда бикристалл Ni+Al импульсно разогревался при определённой температуре и времени выдержки, запоминалась динамическая структура системы, затем выполнялась процедура закалки с целью исследования структурно- энергетических изменений и динамическая структура, (полученная до процесса закалки), вновь подвергалась импульсному разогреву в течение нового интервала времени при той же температуре. В этой серии экспериментов наблюдался процесс постоянного роста температуры до 2500К и 3000К от начальных температур 1300К и 1000К соответственно для бикристаллов с 30% и 50% содержанием А1. Полное растворение внедренных частиц А1 произошло за суммарное время импульсного разогрева, соответственно 250пс и ЗООпс. По количественному составу наблюдалось преобладание фаз для 30% частицы- Ni3Al, для 50% -NiAl.

Таким образом, для относительно больших частиц А1, составляющих от 30% до 50% концентрационного состава требуется учитывать возникающие упругие напряжения. Для снятия упругих напряжений на границе частицы А1 и матрице Ni вводился свободный объем. При этом температура начала синтеза понижалась, в процессе релаксации и разогрева межфазная граница уплотнялась, и на ней возникали дислокации несоответствия, и частица А1 пластифицировалась.

Было обнаружено, что с увеличением свободного объема в расчетной ячейке скорость диффузии также увеличивается, но до некоторого значения свободного объема, при котором происходит образование пор в области

межфазной границы, блокирующих диффузионную зону и снижающих скорость взаимной диффузии.

Выявлено в результате динамических экспериментов с процедурой закалки, образование зародышей и кластеров фаз №зА1 и №А1 для бикри-сталлов с соответствующей концентрацией компонентов, в тоже время обнаружено блокирование роста этих упорядоченных фаз ростом разупоря-доченной фазы. Кристаллографически бикристалл представлял собой множество наноструктурных зерен с широкими границами раздела, которые в конце эксперимента объединялись в монокристалл.

В пятой главе диссертации производилось исследование процессов взаиморастворения механической смеси, представляющей собой № матрицу и частицу А1, состоящую из 439 ат., сложной формы с выпуклыми и вогнутыми областями. Была рассмотрена серия динамических экспериментов. Для снятия упругих напряжений на границе фаз, вводился избыточный свободный объем (удалялся 1 приграничный слой атомов N0 и производилась первичная релаксация бикристалла. Было получено, что при импульсном разогреве на втором промежутке времени компьютерного эксперимента (200пс) траектории миграции атомов в основном представляются серией ломаных линий (рис.9.). Имеет место перемещение атомов А1 по плотно-упакованным направлениям в центре алюминиевой частицы (рис.9(1)) и активные перемещения атомов А1 в вогнутой области частицы вблизи межфазной границы (рис.9(2)).

Рис.9. Картина атомных смещений при начальной температуре разогрева 1000К и суммарном времени выдержки 200пс

При дальнейшем разогреве система разбилась по кристаллографической ориентации на два неровных блока (рис.10.). Это можно увидеть на картинах углового распределения плотноупакованных атомных рядов. По пикам можно отметить, что блоки разориентированы один относительно другого примерно на 16°.

а) б)

Рис. 10. Начальная температура разогрева 1000К и суммарном времени выдержки 400пс: а) визуализатор наложения атомных рядов в трех направлениях; б) угловые распределения плотноупакованных атомных рядов

В этих экспериментах производился анализ изменения фазового состава, и было получено, что увеличению доли упорядоченных фаз препятствует разупорядоченная фаза. При дальнейшем разогреве структура бик-ристалла разбивается на мелкие наноблоки, причем они не стабильны, и наблюдается конкурирующие изменения фазового состава, увеличивается доля зародышей фаз N^1 и Ы1А1, в тоже время зародыши фаз №зА1 начинают растворяться, увеличивается концентрация полностью разупорядо-ченной фазы.

а) б)

Рис.11. Графики изменения: а) упорядоченных фаз; б) разупорядочен-ной фазы на разных этапах эксперимента

Судя по графику изменения упорядоченных фаз (рис.11,а), и графику изменения разупорядоченной фазы (рис.11,6), при более длительном эксперименте доля разупорядоченной фазы должна вырасти до максимальной, а структура упаковки исследуемой системы №-А1 должна стремиться к образованию единого монокристалла в полностью разупорядоченном состоянии. Определенная разориентация нанокристаплических элементов, которая отмечается в процессе разогрева, может быть связана с тем, что большие по размерам наночастицы упорядоченных фаз стремятся ориентиро-

ваться в соответствии с кристаллогеометриеи определенного типа сверхструктуры. При наличии полного разупорядочения подобная тенденция должна подавляться порядком соответствующим кристаллической структуре полного неупорядоченного сплава состава №-А1.

Как и в случае, приводимом в работе [4], присутствие расплава А1 в структуре зародышей фазы №А1 препятствует смешиванию их в монолитный слой. В данной ситуации аналогичную роль играет разупорядоченная фаза в системе №-А1, стремящаяся организовать структурный порядок на фоне сверхструктурного порядка, по которому могли бы развиваться интерметаллические фазы в системе. Следует предположить, что образование кристаллографически идеальной структуры будет достигнуто, при полном растворении всех упорядоченных фаз. Далее система после выполнения процесса закалки может быть подвергнута отжигу, при котором начнет возобновляться процесс образования новых упорядоченных сверхструктур уже на основе имеющегося структурного кристаллографического порядка. С целью выявления влияния отжига на процесс диффузионной, структурной перестройки в системе, сплав, разогретый до температуры 2400К, быстро охлаждался до температуры 500К при этом реальная температура вследствие остаточных динамических процессов, составила 1800К. При отжиге в течение 200пс динамическая температура снизилась до 1500К, и структура расчетного блока трансформировалась в один монокристалл (рис.12).

а) б)

Рис.12. Начальная температура разогрева 500К и суммарном времени выдержки 1300пс: а) структура бикристалла; б) визуализатор наложения атомных рядов в трех направлениях

То есть, можно предположить, что процесс упорядочения будет очень длительным. С увеличением начальной температуры отжига до 700К, т.е. фактическом повторении предшествующего эксперимента, монокристалл сформировался уже через ЮОпс разогрева. В данном случае распределение и концентрация зародышей упорядоченных фаз становится большей, а доля

разупорядоченной фазы уменьшается. Было проведено исследование влияния процесса термоциклирования на структурную перестройку. Для этого в следующем эксперименте исследуемый кристалл в конечном состоянии был разогрет до температуры 1700К. Получено, что в этой ситуации разу-порядоченная фаза имеет тенденцию к росту, средняя концентрация упорядоченных зародышей фаз не меняется, а распределение наночастиц по размерам характеризуется уменьшением.

Таким образом, для решения задачи получения максимального количества зародышей и кластеров интерметаллических фаз при синтезе в системе №-А1 необходимо после разогрева системы инициирующего активные фазовые превращения выполнить процедуру закалки и последующего отжига, температура которого может быть подобрана экспериментально.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

В диссертационной работе проведено исследование взаимной диффузии и растворения в двумерной системе №-А1. В результате исследования сделаны следующие выводы:

1. В отсутствии избыточного свободного объема, при внедрении в N1 матрицу сверхмалых частиц А1, температура начала диффузионных процессов возрастает с уменьшением размера кластера А1 до температуры, превышающей температуру плавления N1. Начиная с наночастицы А!, состоящей из 127 ат., температура начала диффузионной перестройки стабилизируется на уровне 800К.

2. При наличии в бикристалле точечных дефектов (вакансий, бивакансий) температура начала диффузионных процессов резко снижается для всех кластеров наночастиц А1, внедренных в N1 матрицу примерно на 500К-800К. При этом, чем ближе точечный дефект к внедрённой частице А1, тем ниже оказывается температура начала процесса диффузии.

3. Обнаружено, что с увеличением времени выдержки при некоторых температурах импульсного разогрева в результате флуктуаций возникают и аннигилируют пары Френкеля.

4. Анализ фазового состава показал образование зародышей и кластеров фаз №2А1, №3А1 и разупорядоченной фазы. Причем разупорядоченная фаза является преобладающей, а зародыши и кластеры фаз интерметал-лидов оказываются нестабильными.

5. При моделировании взаимодействия относительно больших частиц А1, составляющих от 30% до 50% концентрационного состава бикристалла •№+А1 было получено что, требуется учитывать возникающие упругие напряжения. Для снятия упругих напряжений на границе частицы А1 и матрицы N1 вводился свободный объем, при этом температура начала синтеза понижалась. По температуре был оценен минимум свободного объема. В процессе релаксации и разогрева межфазная граница уплот-

нялась, и на ней возникали дислокации несоответствия, и AI частица пластифицировалась.

6. Обнаружено, что с увеличением свободного объема в расчетной ячейке примерно до 10%, скорость диффузии также увеличивается, при большем процентном содержании свободного объема 15,5% происходит образование поры в области межфазной границы, которая блокирует диффузионную зону и снижает скорость взаимной диффузии.

7. В результате динамических экспериментов с процедурой закалки выявлено образование зародышей и кластеров фаз Ni3Al и NiAl для бикри-сталлов с соответствующей концентрацией компонентов, в то же время обнаружено блокирование роста этих упорядоченных фаз за счет роста разупорядоченной фазы. Кристаллографически структура представляет собой множество наноструктурных зерен с широкими границами раздела, которые в конце эксперимента объединились в монокристалл.

8. Установлено, что в результате динамических экспериментов с аналогичной концентрацией компонентов, наблюдается резкое повышение реальной температуры до 2500К и ЗОООК, соответственно время реакции расплавления внедренных частиц уменьшается до 200пс.

9. Для механической смеси Ni-Al при термоактивации обнаружено образование зародышей новых фаз в начале на вогнутых поверхностях частицы AI, затем следует термоактивная перестройка выпуклой поверхности и за суммарное время ЗООпс происходит выравнивание поверхности частицы.

10. При решения задачи получения максимального количества интерметаллических фаз при синтезе в системе Ni-Al необходимо после разогрева системы, который инициирует активные фазовые превращения выполнить процедуру отжига, температура которого была определена в результате компьютерных экспериментов.

ЛИТЕРАТУРА

1. Мержанов А.Г. Теория безгазового горения. Черноголовка, 1973.- 25с.

2. Зиновьев В.Е. Теплофизические свойства металлов при высоких температурах. Справ. - М.: Металлургия, 1989, 384 с.

3. Басин A.C. Некоторые характеристики вакансий плавления в металлах// Фундаментальные проблемы современного материаловедения, Изд. АлГТУ, 2005, №1(т2), -С. 5-7.

4. Интегральные технологии самораспространяющегося высокотемпера-тур-ного синтеза: Моногр. Евстигнеев В.В., Вольпе Б.М., Милюкова И.В., Сайгутин Г.В. - М.: Высш. школа, 1996, 274 с.

5. Гусак A.M., Гуров К.П. Кинетика фазообразования в диффузионной зоне при взаимной диффузии. Общая теория //ФММ, 1982, т.53, №5,-С. 842-847.

6. Полетаев Г.М. Исследование процессов взаимодиффузии в двумерной системе Ni-Al/ Автореф. дис. к. ф.-м.н. Барнаул, 2002, -28 с.

7. Башев В.Ф., Мирошниченко И.С., Доценко Ф.Ф. Особенности кристаллизации сплавов Al-Ni при сверхбыстром охлаждении// Изв. АН СССР. Металлы, 1989, №6, -С. 55-58.

8. Старостенков М.Д., Дудник Е.А., Дудник В.Г. // Механизм миграции дивакансионных комплексов в двумерном кристалле Ni3Al/ Письма в ЖТФ, 2003, т. 29,вып. 16, -С. 6-10.

9. Starostenkov M.D., Poletayev G.M., Ovcharov А.А. Mechanism of dislocation nucleations and dislocation complexes in thin films// Book of Abstract European Material Conf. E-MRS 2001. Strasbourg, France, June 5-8, 2001,-A-ll.

Основные результаты диссертации изложены в следующих работах:

1. Старостенков М.Д., Холодова Н.Б., Полетаев Г.М., Попова Г.В., Денисова Н.Ф., Демина И.А. Компьютерное моделирование структурно-энергетических превращений в нанокристаллах и низкоразмерных системах// Ползуновский альманах, Барнаул, 2003, №3-4, -С.115-117.

2. Полетаев Г.М., Денисова Н.Ф., Скаков М.К., Старостенков М.Д. Принципы образования интерметаллидов системы Ni-AI// Региональный вестник Востока, Усть-Каменогорск, Казахстан, 2004, №1, -С.20-29.

3. Денисова Н.Ф., Старостенков М.Д., Скаков М.К. Исследование механизма СВ-синтеза в двумерной системе Ni-Al// Сборник тезисов докладов Международной школы—семинара «Физика конденсированного состояния» Усть-Каменогорск, Казахстан, 2004, -С.40-42.

4. Денисова Н.Ф., Старостенков М.Д., Скаков М.К. Изменение фазового состава интерметаллической системы Ni-Al при СВС-синтезе//Сборник тезисов докладов Международной школы-семинара «Физика конденсированного состояния», Усть-Каменогорск, Казахстан, 2004, с.43-44.

5. Starostenkov М., Skakov М., Denisova N The thermoactivated stability of thin films of Ni3Al-Al composites// Book of Abstracts of 2nd International Conference on Multiscale Materials Modeling (MMM-II), Los-Angeles, USA, 2004, ID: 803.

6. Poletaev G.M., Starostenkov M.D., Denisova N.F., Skakov M.K. Computer modeling of the process of self- propagating high- temperature synthesis in the system Ni-Al// Сборник тезисов 8-й междунар. конф. "Физика твердого тела", Алматы НЯЦ РК, Казахстан, 2005, -С.96-97.

7. Денисова Н.Ф., Старостенков М.Д., Скаков М.К. Компьютерное моделирование процесса самораспространяющегося высокотемпературного

синтеза в системе Ni-Al// Материалы 10-ой Международной конференции по математике и механике, Алматы, Казахстан, 2005, -С. 166-170.

8. Денисова Н.Ф. Моделирование процесса самораспространяющегося высокотемпературного синтеза в системе Ni-Al // Сборник тезисы 59-ой Научной конференции студентов и молодых ученых «Молодежь и наука: проблемы и перспективы», Алматы, Казахстан, 2005,с.169.

9. Денисова Н.Ф., Скаков М.К., Старостенков М.Д. Исследование изменений фазового состава системы Ni-Al при самораспространяющемся высокотемпературном синтезе// Вестник КазНУ им. Аль-Фараби, серия физическая, Алматы, Казахстан, 2005,№1, -С.92-96.

10. Денисова Н.Ф., Полетаев Г.М., Скаков М.К., Старостенков М.Д. Моделирование процессов растворения наночастиц алюминия в никелевой матри-це//Вестник КазНТУ им. Сатпаева, Алматы, Казахстан, 2005, №4, -С. 125132.

11. Денисова Н.Ф. Исследование начальных этапов структурно- энергетической перестройки в бикристалле (Ni+Al), содержащем одиночную бива-кансию// Сборник тезисов 5-ой междунар. конф. "Ядерная и радиационная физика", Алматы НЯЦ РК, Казахстан, 2005, -С.347-349.

12. Денисова Н.Ф., Скаков М.К., Исследование начальных этапов структурно-энергетической перестройки в бикристалле (Ni+Al), содержащем одиночную вакансию/ЛТолзуновский вестник, Барнаул, 2005, №2(ч.2), -С.25-29.

13. Старостенков М.Д., Кондратенко М.Б., Полетаев Г.М., Холодова Н.Б., Старостенков Д.М., Денисова Н.Ф. Исследование процессов рекристаллизации в двумерном кристалле N¡3Al// Ползуновский вестник, Барнаул, 2005, №2(ч.2), -С.29-36.

14. Старостенков М.Д., Денисова Н.Ф., Полетаев Г.М., Холодова Н.Б., Попова Г.В. Компьютерный эксперимент: его место, методы, проблемы и некоторые достижения в физике конденсированного состояния// Вестник КарГУ, серия физика, Караганда, Казахстан, 2005, №4, -С.101-113.

15. Денисова Н.Ф..Старостенков М.Д., Холодова Н.Б. Исследование формирования и стабильности зародышей новых фаз в реакциях соответствующих СВС- синтезу в системе Ni-Al// Труды международной научно- технической конференции «Композиты - в народное хозяйство», Барнаул, 2005,-С.100-105.

Издано в авторской редакции.

Подписано в печать 23.05.06. Формат 60x84 1/16.

Печать- ризография. Усл. п.л. 1,39.

Тираж 100 экз. Заказ 2006-17

Издательство Алтайского государственного технического университета им. И.И. Ползунова, 656038, г. Барнаул, пр-т Ленина, 46.

Лицензия на издательскую деятельность ЛР № 020822 от 21.09.98 г.

ф ВВЕДЕНИЕ.

I. МЕТОДЫ И РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ ОБРАЗОВАНИЯ

ИНТЕРМЕТАЛЛИДОВ В СИСТЕМЕ NI-AL. 1.1. Система Ni-Al.

1.2. Диффузия

1.3. Самораспространяющийся высокотемпературный синтез (СВС)

1.4. Компьютерный эксперимент. Методы компьютерного моделирования в физике твёрдого тела

1.4.1 Масштабные уровни исследования в физике твёрдого тела.

1.4.2 Обзор некоторых результатов компьютерного моделирования на микроскопическом атомном уровне.

1.5. Постановка задачи.

II. ПОСТРОЕНИЕ КОМПЬЮТЕРНОЙ МОДЕЛИ.

2.1. Описание модели.

2.2. Выбор потенциалов для описания межатомного взаимодействия 2.3. Структурные характеристики системы и способы визуализации.

2.4. Эксперименты по тестированию температуры начала диффузионных 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 67 времени компьютерного эксперимента.

3.3. Влияние точечных дефектов на процесс растворения частицы А1.

-Jb 3.4. Влияние одиночной бивакансии на начало диффузионных процессов в бикристалле Ni+Al.

Ф 3.5. Влияние формы внедренной частицы А1 на начала диффузионных процессов.

IV. ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЦЕССОВ ФАЗООБРАЗОВАНИЯ В СИСТЕМЕ NI-AL С КОНЦЕНТРАЦИЕЙ КОМПАНЕНТОВ, СООТВЕТСТВУЮЩИХ ФАЗАМ NI3AL И NIAL.

4.1. Исследование процессов перестройки бикристалла Ni+Al, содержащего 30% и 50% атомов А1.

4.2. Исследование растворения частицы А1 в Ni матрице в зависимости от времени импульсного разогрева.

4.3. Исследование растворения частицы А1 в Ni матрице при циклических процессах импульсного разогрева с закалкой в зависимости от времени компьютерного эксперимента.

4.4. Исследование растворения частицы А1 в Ni матрице в процессе

Л импульсного разогрева в нарастающей серии динамических экспериментов в зависимости от времени.

V. ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЦЕССОВ ВЗАИМОРАСТВОРЕНИЯ МЕХАНИЧЕСКОЙ СМЕСИ, ПРЕДСТАВЛЯЮЩЕЙ СОБОЙ N1 МАТРИЦУ И ЧАСТИЦУ AL СЛОЖНОЙ ФОРМЫ.

5.1. Исследование изменения структуры сплава в процессе динамических экспериментов.

5.2.Исследование изменения структуры сплава в процессе механоактивирующей обработки.

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 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 интерметаллиды. 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 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 тонкодисперсных порошков, тонких пленок, жидкостей и газов. Исследование динамики 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 непросто 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 фазообразования при СВС и механоактивирующей обработке смеси микропорошков проводились для двумерных частиц Ni и А1 с

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.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

В результате исследований сделаны следующие выводы: В отсутствии избыточного свободного объема, при внедрении в Ni матрицу сверх малых частиц А1, температура начала диффузионных процессов возрастает с уменьшением размера кластера А1 до температуры, превышающей температуру плавления Ni. Начиная с наночастицы А1, состоящей из 127 ат., температура начала диффузионной перестройки стабилизируется на уровне 800К.

При наличии в бикристалле точечных дефектов (вакансий, бивакансий) температура начала диффузионных процессов резко снижается для всех кластеров наночастиц А1, внедренных в Ni матрицу примерно 500К- 800К. При этом, чем ближе точечный дефект к внедрённой частице А1, тем ниже оказывается температура начала процесса диффузии.

Обнаружено, что с увеличением времени выдержки при некоторых температурах импульсного разогрева в результате флуктуаций возникают и аннигилируют пары Френкеля.

Анализ фазового состава показал образование зародышей и кластеров фаз M2AI, M3AI и разупорядоченной фазы. Причем разупорядоченная фаза является преобладающей, а зародыши и кластеры фаз интерметаллидов оказываются нестабильными.

При моделировании взаимодействия относительно больших частиц А1, составляющих от 30% до 50% концентрационного состава бикристалла Ni+Al было получено что, требуется учитывать возникающие упругие напряжения. Для снятия упругих напряжений на границе частицы А1 и матрице Ni вводился свободный объем, при этом температура начала синтеза понижалась. По температуре был оценен минимум свободного объема. В процессе релаксации и разогрева межфазная граница уплотнялась, и на ней возникали дислокации несоответствия, и А1 частица пластифицировалась.

6. Обнаружено, что с увеличением свободного объема в расчетной ячейке примерно до 10%, скорость диффузии также увеличивается, при большем процентном содержании свободного объема 15,5% происходит образование поры в области межфазной границы, которая блокирует диффузионную зону и снижает скорость взаимной диффузии.

7. В результате динамических экспериментов с процедурой закалки выявлено образование зародышей и кластеров фаз Ni3Al и NiAl для бикристаллов с соответствующей концентрацией компонентов, в то же время обнаружено блокирование роста этих упорядоченных фаз за счет роста разупорядоченной фазы. Кристаллографически структура представляет собой множество наноструктурных зерен с широкими границами раздела, которые в конце эксперимента объединишв монокристалл.

8. Установлено, что в результате динамических экспериментов с аналогичной концентрацией компонентов, наблюдается резкое повышение реальной температуры до 2500К и ЗОООК, соответственно время реакции расплавления внедренных частиц уменьшается до 200пс.

9. Для механической смеси Ni-Al при термоактивации обнаружено образование зародышей новых фаз в начале на вогнутых поверхностях частицы А1, затем следует термоактивная перестройка выпуклой поверхности и за суммарное время ЗООпс происходит выравнивание поверхности частицы.

10. При решения задачи получения максимального количества интерметаллических фаз при синтезе в системе Ni-Al необходимо после разогрева системы, который инициирует активные фазовые превращения выполнить процедуру отжига, температура которого была определена в результате компьютерных экспериментов.

1. Мержанов А.Г. Теория безгазового горения. Черноголовка, 1973.- 25с.

2. Friedel J. Phil. Mag., 1955, V. 46, 514 p.

3. Хансен M., Андерко К. Структуры двойных сплавов. М.: Металлургиздат, 1962, Т.1, 609 с.

4. Taylor A., Doyle N.J.// J.Appl.Cristallogr.,1972, V.5, N3, р.201-215

5. Nash P., West D.R.F.// Met.Sci.,1983, V.17, N2, p. 99-100

6. Robertson I.M., Wayman CM J I Metallography., 1984, V. 17, p.43-45.

7. Schoebel J.-D., Stadelmaier H.H.// Metallk., 1962, V. 53, p. 326-328.

8. Минц P.C. и др. // ЖНХ, ДАН СССР , 1962, Т. 7, с. 143.

9. Koster W., Christ R. //Arch. Eisenhuttenw., 1962,V. 33, p. 791-804.

10. Goliber E.W., McKee K.N. // in F.P. Bundy et al. (eds), Progress in Very High Pressure Research, John Wiley and Sons, Inc. New York, 1961, p. 126251.

11. Лякишев Н.П. Диаграммы состояния двойных металлических систем.-М.: Машиностроение., 1996, Т.1, 991 с.

12. Глесстон С., Лейдлер К., Эйринг Г. Теория абсолютных скоростей реакций, Пер. с англ. М.:, ИЛ, 1948, 583 с.

13. Лариков Л.Н., Фальченко В.М., Гейченко В.В. Некоторые закономерности диффузии в интерметаллических фазах // Диффузионные процессы в металлах -Тула, Изд-во ТПИ, 1973, с. 138-146

14. Зиновьев В.Е. Теплофизические свойства металлов при высоких температурах. Справ. М.:, Металлургия, 1989, 384 с.

15. Боровский И.Б., Гуров К.П., Марчукова И.Д., Угасте Ю.Э. Процессы взаимной диффузии в сплавах. -М.:, Наука, 1973, 360 с.17,18