应力时效对L1_2间反相畴界成分影响的微观相场模拟

基于微观相场模型研究了应力时效对Ni75Al15V10合金中L12-Ni3Al相间反相畴界成分的影响规律。研究表明,L12相间存在3种反相畴界,其中(200)//(200)·[001]和(100)//(200)·[001]与已有文献中实验发现的L12-Ni3Fe相间反相畴界结构一致;在3种反相畴界处,Ni、Al贫化,V偏聚,应力时效使得L12相间3种反相畴界处Ni和Al的浓度升高,V浓度降低;应力时效对(200)//(200)·[001]和(100)//(200)·[001]成分的影响较大,对(200)//(200)成分的影响则相对较小;相同反相畴界处,应力时效对不同合金元素浓度的改变也不同。     

Ni75AlxV25-x合金中反相畴界有序无序化的微观相场模拟

基于微观相场模型研究了Ni75AlxV25-x合金中L12-Ni3Al相间反相畴界和DO22-Ni3V相间反相畴界的有序无序化过程.结果表明,伴随着Ⅴ的富集,Al和Ni的贫化,L12相间反相畴界(200) L//(200)L·1/2[001]L和(200)L//(200)L均发生有序无序化;DO22相间反相畴界是否发生有序无序化与界面结构有关,伴随着Ni和Al的富集,Ⅴ的贫化,DO22相间反相畴界(001)D//(002)D处发生有序无序化,而反相畴界[100]D·1/2[100]D始终保持有序,且成分演化与(001)D//(002)D处完全相反.有序无序化过程中的反相畴界处的成分演化有利于第二相在界面处形核.反相畴界处无序相的长大伴随着部分晶粒的长大和部分晶粒的消失,反相畴界有序无序化可以视为晶粒粗化阶段的伴随过程.     

Ni75AlxV25-x合金中异相界面成分演化的微观相场模拟

采用微观相场模型研究界面原子结构和相变方向对Ni75AlxV25-x合金中异相间有序畴界和有序/无序相界成分演化的影响。结果表明:在异相间有序畴界处,V在有序畴界的DO22相一侧贫化,在有序畴界的L12相一侧偏聚;Al则在有序畴界的DO22相一侧偏聚,在有序畴界的L12相一侧贫化。Ni在异相间可迁移有序畴界处的成分受相变方向和界面结构的影响。在DO22相与无序相之间形成的相界处,Al和Ni偏聚,V则贫化;在L12相与无序相之间形成的相界处,Al和Ni贫化,V则偏聚。由于溶质拖拽效应,合金元素在有序畴界处的偏聚和贫化倾向不随有序畴界迁移改变,但程度变化。     

Ni-Al-V合金中异相界面成分及其演化的微观相场模拟

基于微观相场模型模拟Ni-Al-V合金沉淀过程,研究合金中有序无序界面和异相间有序畴界的成分及其演化。研究表明,合金元素的偏聚和贫化与界面类型有关。在DO22相与无序相间的有序无序界面处,Ni和Al偏聚,V贫化;在L12相与无序相间的有序无序界面处,Ni和Al贫化,V偏聚;在异相间有序畴界处,V在界面的DO22相一侧贫化,在界面的L12相一侧偏聚;Al则在界面的DO22相一侧偏聚,在界面的L12相一侧贫化。Ni的成分分布与界面的形成方式有关。随着时间的进行,界面处合金元素的成分分布变得更加明锐,但合金元素的偏聚和贫化倾向不变。     

Ni75AlxV25-x合金中有序畴界结构对界面迁移特征和溶质偏聚的影响（英文）

基于微观相场模型,通过分析Ni75AlxV25-x合金在沉淀过程中D022(Ni3V)相沿[001]方向形成的有序畴界面的界面结构、界面迁移及界面成分,研究界面结构对界面迁移特征和溶质偏聚的影响。研究表明:D022相沿[100]方向形成4种有序畴界,界面的迁移性与界面结构有关,除具有L12相的局部特征的界面(001)//(002)之外,其余3种界面都可以迁移;在界面的迁移过程中,V原子跃迁至最近邻的Ni位置并置换Ni原子,反之亦然,即处在最近邻的Ni原子和V原子发生位置交换而导致界面迁移;在迁移过程中,原子的跃迁行为具有位置选择性,每种可迁移界面都按照特定的原子跃迁模式进行迁移;原子在跃迁过程中选择最优化的路径使得界面发生迁移,原子跃迁过程中的位置选择性使得界面在迁移前、后的结构保持不变;合金元素在界面处具有不同的贫化和偏聚倾向,在所有的界面处,Ni偏聚而V贫化,Al在界面(001)//(001)·1/2[100]处贫化在其他界面处偏聚;同种合金元素在不同界面处的偏聚和贫化程度不同。     

Ni-Al-V合金DO22相间有序畴界面的微观相场模拟

利用微观相场动力学模型模拟Ni-A1-V合金沉淀过程中DO22(Ni3V)相沿[100]和[001]方向形成的有序畴界面,对界面结构及其界面处合金元素的成分进行了研究.结果表明:DO22相沿[100]和[00l]方向形成3种稳定界面,且都不可以迁移;界面性质与界面结构有关,(002)//(100)界面处易析出上J12相,主要存在于沉淀早期;(002)//(100)·1/2[100]界面在沉淀后期易形成一种过渡界面;{110}孪晶界面则是三类界面中相对常见和稳定的界面;合金元素在不同的界面处有不同的偏聚和贫化倾向,在所有的界面处V原子贫化而Ni原子偏聚,Al原子在(002)//(100)·1/2[100]界面处贫化,在其它界面处偏聚,且各元素在不同的界面处偏聚以及贫化程度也不一样.     

Ni-Al-V合金L12相间有序畴界面的微观相场模拟

利用微观相场动力学模型模拟Ni-Al-V合金沉淀过程中L12(Ni3Al)相间有序畴界面,对界面结构及其界面处原子的行为进行了研究.结果表明:L12相间存在3种稳定的平移界面以及2种过渡界面;界面的迁移性与界面结构有关,一个L12相的(100)和另一个L12相的(200)对应且有两个Ni原子面的界面以及(100)和(100)对应且有两个Ni原子面的稳定界面可以迁移,迁移前后界面结构保持不变,迁移的过程中形成过渡界面;而(100)和(200)对应且有一个Ni原子面的稳定界面则不可迁移.合金元素在不同的界面处有不同的偏聚和贫化倾向,Al原子在所有界面处贫化,V原子在所有界面处偏聚,Ni原子在可迁移界面处贫化,而在不可迁移界面处偏聚,且各元素在不同的界面处偏聚以及贫化程度不同.     

Ni_(75)Al_xV_(25-x)合金DO_(22)到L1_2相变过程异相界面的结构及其迁移特征

本文基于微观相场模型模拟了Ni75AlxV25-x(x=4.2,5..)合金中DO22(Ni3V)到L12(Ni3Al)相变过程.结合微观组织原子图像演化和界面处原子占位几率演化,研究了异相间有序畴界的结构及其迁移特征,提出了DO22到L12相变过程的机制.研究表明,L12与DO22相间存在5种界面,DO22到L12相变过程中,除了界面(002)D//(001)L之外,其他4种界面都可以迁移;在界面迁移过程中,界面(100)D//(200)L和界面(100)D//(200)L·1/2[001]在迁移前后,界面结构保持不变,而界面(002)D//(002)L·1/2[100]迁移后形成界面(002)D//(002)L,两者交替出现;相变过程中,界面迁移总是沿着最优化的路径进行原子跃迁和替换,遵循跃迁原子数目最少、跃迁路径最短原则.     

Microscopic Phase-Field Simulation of the Structure Transformation from DO22 to L10(M=1) Phase in Ni64Al21V15 Alloy

基于微观相场模型,研究了Ni64Al21V15合金在1150K时效过程中相结构演化。结合微观组织演化图像和各个格点上原子占位几率的演化,分析了DO22结构向L10(M=1)结构转变机制。合金沉淀中期,在相界处析出L10(M=1)结构。研究发现,L10(M=1)结构形成可分为3类:在DO22与L12相界处形核,沿[001]方向排列,向DO22相扩张;在DO22结构90°有序畴界处形核,沿[001]方向排列,向DO22扩张;在2个[100]向排列的DO22结构交界处形核,沿[100]方向排列,向DO22结构扩张。DO22相中,V主要占据β位,Ni主要占据α2和α3位,Al主要占据α1位;随后,V向α2位跃迁,在(002)面富聚且发生有序化,逐渐占据β和α2位,Ni原子发生面间跃迁,由α2位跃迁至α1位,逐渐占据α1和α3位,Al原子向相外扩散。DO22结构最终转变为高度有序的L10(M=1)结构。     

三元体系γ''相和θ相沉淀早期计算机研究

基于三元合金沉淀动力学相场方程的微观离散格点形式建立模型,首次对Ni75Al11V14合金的γ′和θ2个有序相析出的早期过程进行了模拟,并计算了γ′有序相的成分序参数和长程序参数.结果表明:Ni75Al11V14合金中γ′相的沉淀机制为非经典形核长大兼有失稳分解特征,先形成非化学计量比有序相,然后才形成化学计量比有序相;非化学计量比θ有序相在γ′相界处形成,距离γ′相界越远,其有序程度越低,θ有序畴存在2种类型:水平分布和垂直分布,和它所依附的γ′相界面取向有关.     

Microscopic phase-field simulation of ordered domain interfaces formed between DO22 phases along [100] direction

Ordered domain interfaces formed between DO22 (Ni3V) phases along [100] direction during the precipitation process of Ni75AlxV25-x alloys were simulated by using the microscopic phase-field model. The atomic structure, migration process, and compositions of interfaces were investigated. It is found that there are four kinds of stable ordered domain interfaces formed between DO22 phases along [100] direction and all of them can migrate. During the migration of interfaces, the jump of atoms shows site selectivity behaviors and each stable interface forms a distinctive transition interface. The atom jump selects the optimist way to induce the migration of interface, and the atomic structures of interfaces retain the same before and after the migration. The alloy elements have different preferences of segregation or depletion at different interfaces. At all the four kinds of interfaces, Ni and Al segregate but V depletes. The degrees of segregation and depletion are also different at different interfaces.     

Effects of Vanadium Intergranular Segregation at FCC/L1<Subscript>2</Subscript> Interfaces in Ni-Al-V Alloys

A study of the interfacial properties of Ni-Al-V alloys is presented further, together with the interatomic potentials of the Ni-Al-V ternary phase system given in this paper, with the application of the Phase-field method and atomistic simulations, based on the second nearest-neighbor modified embedded-atom method (2NN MEAM) potential formalism. It is discovered that the alloy elements have different preferences of segregation or depletion at the (100) FCC/L1₂ interface (the γ-FCC-Ni(Al, V) and the L1₂-Ni₃(Al, V)) of diffusion phases. Nickel atoms segregate first and then deplete, Vanadium atoms segregate while aluminum atoms deplete at the (100) FCC/L1₂ interfaces forming new diffusion phases. Both, vanadium segregation and aluminum depletion affect the alloy’s interfacial properties which in turn, will lower the interfacial energy and increase the work of separation. The results of the Phase-field method coincide with the results of the atomistic computation based on the 2NN MEAM method. Furthermore, the applicability of the atomistic approach to an elaborate alloy design of advanced Ni-based superalloys through the investigation of the effect of alloying elements at the interfacial properties is discussed.     

有序畴界原子结构及其迁移特征的微观相场研究

利用微观相场模型研究了DO22 (Ni3V) 相间有序畴界原子层次的结构及其迁移特征。研究表明：界面的迁移性与界面结构有关。界面的迁移过程中,V原子跃迁至最近邻的Ni格点处并与之交换,原子的跃迁行为具有位置选择性。原子跃迁行为的位置选择性使得界面迁移前后界面结构保持不变。界面迁移过程及其特征可以用过渡界面来表征,每一种可迁移界面都按照自有的原子跃迁模式进行迁移,并且在迁移的过程中只形成一种独特的过渡界面,界面迁移过程中的原子跃迁模式是诱导界面迁移的热力学和动力学最优化路径。     

不同弹性畸变程度下Ni75Al14Mo11合金沉淀过程的多尺度模拟

基于微观相场模型和第一性原理方法模拟了Ni75Al14Mo11合金在不同弹性畸变能常数下的相变过程。当弹性畸变能从无到有时,沉淀相形貌由椭圆状变为块状,分布由不规则随机排列变为沿弹性"软"方向规则排列,具有一定方向性;弹性畸变能对短程DO22有序相的析出有抑制作用,并且对沉淀粗化过程的影响要大于对析出过程的影响;弹性畸变能对沉淀相的有序化及原子簇聚的影响并不是随着其增加而简单的起抑制或促进作用,而是与其取值范围有关。在相同的外界条件下,Ni、Al元素形成Ni3Al要比Ni、Mo元素形成Ni3Mo容易,导致Ni75Al14Mo11合金在1073 K时效下较易析出Ni3Al。     

微观相场法研究沉淀早期两相竞争对筏化的影响

基于微观相场动力学模型,研究沉淀早期不同成分Ni-Al-V合金时效时有序相的生长和组织生长方向的变化。结果表明:沉淀早期有序相间的竞争生长会很大程度地影响合金的形貌及生长方向。在一定的温度、应力场作用下,Al含量较低时,DO22有序相先析出,DO22相颗粒数量较多、尺寸较小,有序相的筏化不明显,合金整体上无显著的筏化现象;Al含量稍高时,L12相先析出,DO22相颗粒数量较少、尺寸较大,组织在[010]方向上发生一定程度的择优生长;Al含量较高时,L12相先析出,DO22相颗粒数量继续减少、尺寸继续增大,组织在[100]方向上显示出较强的筏化趋势;较低温度时效的合金L12有序相析出提前,组织的筏化趋势较弱。     

Microstructures of L2_1/L1_2 multi-phase intermetallics in Co-Ni-Al-Ti system

1　ＩＮＴＲＯＤＵＣＴＩＯＮＩｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｃｏｍｐｏｕｎｄｓｈａｖｅｔｈｅ ｐｒｏｍｉｓｅｏｆｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓｔｒｕｃｔｕｒａｌａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ ,ｗｈｉｌｅｔｈｅｒｏａｄａｈｅａｄｉｓｈｉｎｄｅｒｅｄｂｙｉｔｓｌｏｗｈｉｇｈ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｃｒｅｅｐｒｅｓｉｓｔａｎｃｅａｎｄｐｏｏｒｒｏｏｍ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｄｕｃｔｉｌｉｔｙ .Ｔｈｅ ｐｒｅｖｉｏｕｓｒｅｓｅａｒｃｈｓｕｇｇｅｓｔｅｄｔｈａｔｍｕｌｔｉ ｃｏｍｐｏ ｎｅｎｔａｌｌｏｙｉｎｇｔｏｐｒｏｄｕ…     

Phase-field study for the pre-precipitation process of L12-Ni3Al phase in Ni–Al–V alloy

The microscopic phase-field dynamic model is employed to study the pre-precipitation process of Ni–Al–V alloy. Our computer simulation results show that there exists pre-precipitated phase with L1₀ structure before L1₂ phase formed, temperature and elastic strain energy play significant effect on the pre-precipitated phase with L1₀ structure. The elastic strain energy can induce the formation of L1₀ pre-precipitated phase. Under the same temperature, the greater the elastic strain energy is, the easier L1₀ pre-precipitated phase will form; under the same elastic strain energy, with the temperature increasing, the incubation period and existent time of L1₀ pre-precipitate phase are prolonged, the number of L1₀ precipitated phase also increases, and the formation of the L1₂ phase are delayed.