Ni_(75)Al_(4.2)V_(20.8)相变过程中DO_(22)相合金元素占位几率演化的微观相场模拟（英文）

基于微观相场模型,研究Ni75Al4.2V20.8相变过程中Ni3V-DO22相中合金元素占位几率演化规律与Ni3Al-L12相长大之间的内在关联。结果表明L12相长大过程可以分为两个阶段。在前期,DO22相内合金元素的成分基本保持不变;在后期,DO22相中Ni和Al的浓度降低,而V的浓度升高。合金元素在DO22相中各个格点位置上的浓度发生不同变化;为L12相长大后期提供部分合金元素:其中,Ni主要来源于DO22相中的V格点位置;Al主要来源于NiI和V格点位置;由于DO22相体积减少而富余的V向DO22相内部扩散,主要占据V和NiII格点位置。L12相长大的后期主要受DO22相内反位缺陷和第三组元的演化所控制。     

Ni75Al7.5V17.5相变过程中L12相合金元素占位几率演化的微观相场模拟（英文）

基于微观相场模型,研究Ni75Al7.5V17.5合金在相变过程中L12相内合金元素演化与DO22相生长之间的关系。研究表明,在L12相向DO22相转变的过程中,DO22相的长大可以分为两阶段。在早期,L12相内合金元素的成分基本不变,DO22相的长大主要受L12相间有序畴界的减少所控制。在后期,DO22相长大所需的V一部分来自L12相内部,一部分来自L12相体积的减少,其中,相内部为DO22相长大所提供的V则主要来自Al格点位置,由于L12相体积减少而富余的Al向L12相内部扩散迁移并主要占据Al格点位置,富余的Ni则同时向L12相内部和DO22相内部扩散,主要占据L12相的Ni位置。DO22相长大的后期主要受L12相内反位缺陷和第三组元的演化所控制。     

Ni_(75)Al_(6.5)V_(18.5)合金沉淀过程界面演化的微观相场模拟

采用微观相场动力学模型,模拟了Ni_(75)Al_(6.5)V_(18.5)合金的早期沉淀过程。通过分析原子演化图像、原子的占位几率,探讨了沉淀机制及一些非平衡现象。结果表明,可迁移界面均具有特定的原子跃迁模式,且原子跃迁呈现一定的规律。其中,异相界面(100)D∥(200)L和(100)D∥(200)L·1/2[001]在迁移前后,均保持原来的界面结构不变,而(200)D∥(100)L·1/2[100]迁移后形成(200)D∥(100)L,且这两种界面交替出现;L12相向DO22相的转变是异相界面迁移诱导的过程:两相界面处的Ni原子选择最优路径跃迁至最近邻的Al格点上,V原子则迁移向DO22畴内部,Al则向外迁移至两相界面处。异相界面迁移以原子跃迁和替换模式进行,遵循阻力最小和行程最短的规律,即L12相向DO22相的转变过程表现出热力学和动力学最优化的特点。     

循环时效对Ni_(75)Al_(7.5)V_(17.5)合金微观组织的影响

基于微观相场动力学模型,研究了Ni75Al7.5V17.5合金循环时效过程的沉淀相形貌演化,并与单级时效过程进行了比较.发现DO22相的溶解度随温度变化较L12相大:通过循环时效可以使粗大细长的L12相发生分断,从而达到细化沉淀颗粒的目的,使不规则的L12相发生球化;还分析了发生分断和球化的原因.     

Ni_(75)Al_(14)Mo_(11)合金早期沉淀相场微观模拟

利用三元微观相场动力学模型耦合弹性微观理论,模拟了973 K下,弹性应变能对Ni75Al14Mo11合金早期沉淀过程的影响。对该合金微观组织演化图、L10相体积分数、序参数及占位几率进行了分析。结果表明,该合金首先析出L10结构相(L10(Ⅰ)/L10(Ⅱ))。随着弹性应变能增加,2种L10结构相的析出受到影响,弹性应变能明显抑制L10(Ⅰ)的析出。随着时效的进行,2种L10结构相最终转变为大量的L12结构沉淀相。     

Ni_(75)Al_(14)Mo_(11)合金沉淀过程及其γ~'相原子占位的微观相场

采用三元微观相场动力学模型,研究了Ni75Al14Mo11合金的沉淀过程及其γ'相的原子占位现象,对合金的微观组织演化图像、序参数及占位几率进行了分析,结果表明,Mo与Al元素的加入使该合金中首先析出L10结构,随后发生L10结构向L12结构的原位结构转变;γ'相沉淀析出方式是等成分有序化兼失稳分解机制;γ'有序相中Al、Mo原子共同占据了面心立方的顶角位,且Al原子在γ'有序相中顶角β2位的占位几率始终稍大于Mo原子。     

Ni_(75)Al_(12)Cr_(13)合金900K下沉淀行为微观相场模拟

基于三元微观相场动力学模型,结合原子图像、序参数和体积分数等手段,模拟了Ni_(75)Al_(12)Cr_(13)合金在900 K下的沉淀行为。结果表明:合金沉淀过程中析出L_(12)和DO_(22)两种有序相;L_(12)相的早期沉淀机制为失稳分解,DO22相的早期沉淀机制为非经典形核和失稳分解的混合机制;L_(12)相首先从无序固溶体中析出,随后DO_(22)相在L_(12)相的畴界处析出;平衡时,获得的L_(12)相的体积分数大于DO_(22)相体积分数。     

微观相场模拟弹性畸变能对Ni_(75)Al_(15)Ti_(10)合金沉淀过程的影响

基于三元微观相场动力学模型,研究弹性畸变能对于Ni_(75)Al_(15)Ti_(10)合金早期沉淀过程的影响。结果表明:合金沉淀过程经历了从L1_0相向L1_2相的转变,且通过定量分析确定最终沉淀产物为复杂的Ni_3(AlTi)相;加入弹性畸变能可以缩短合金从无序到有序转变的时间,同时促使其沿着特定的弹性"软"方向生长,最终形成高度择优取向的共格显微组织。此外,沉淀相内部主要存在Ni_(Al)以及Al_(Ni)这两种反位缺陷结构,畸变能的引入可以降低反位缺陷浓度,同时提高正位原子占位几率。     

Ni_(75)Al(14)Mo_(11)合金早期沉淀过程的微观相场法模拟（英文）

采用微观相场动力学模型研究不同温度下Ni_(75)Al_(14)Mo_(11)合金的早期沉淀过程,研究合金的微观结构、Ll_0相的析出时间以及3种原子的占位概率。结果表明:沉淀过程中析出Ll_0非化学计量比有序相,Ll_0相有Ⅰ型和Ⅱ型2种结构,随着温度的增加,Ll_0相析出的时间提前。在沉淀的过程,Ⅱ型Ll_0结构的析出时间比Ⅰ型Ll_0结构的析出时间早。温度升高缩短了Ll_0相的形成时间,使Ll0相有序度更高;温度越低,Ll_0相向L1_2相的转变时间越短。Al原子和Mo原子占据γ位,Ni原子占据α位和β位,在同样的温度和格点下,Al原子的占位几率大于Mo原子的占位几率。Ni、Al和Mo_3种原子构成复合Ll_2相。     

应变能对Ni_(75)Cr_(16.4)Al_(8.6)合金沉淀过程影响的微观相场研究

采用含应变能的微观相场法,模拟了应变能方式对Ni75Cr16.4Al8.6合金沉淀过程的影响.研究发现,无应变能状态,è相早期沉淀为等成分有序化加失稳分解机制,形成随机分布组织:固定应变能状态,è相早期沉淀为非经典形核长大机制,沿[101]方向长大,逐步转向弹性"软"方向[001],形成高度择优取向组织:渐变应变能状态,è相的早期沉淀机制与无应变能状态类似,组织演化规律接近固定应变能状态.     

Ni_(75)Al_(12)Cr_(13)合金900K下沉淀行为微观相场模拟北大核心CSCD

基于三元微观相场动力学模型,结合原子图像、序参数和体积分数等手段,模拟了Ni_(75)Al_(12)Cr_(13)合金在900 K下的沉淀行为。结果表明:合金沉淀过程中析出L_(12)和DO_(22)两种有序相;L_(12)相的早期沉淀机制为失稳分解,DO22相的早期沉淀机制为非经典形核和失稳分解的混合机制;L_(12)相首先从无序固溶体中析出,随后DO_(22)相在L_(12)相的畴界处析出;平衡时,获得的L_(12)相的体积分数大于DO_(22)相体积分数。     

定量计算Ni_3(Al_(1-x)Fe_x)沉淀中原子占位的微观相场研究（英文）

采用微观相场方法,模拟研究了化学计量比为Ni_(75)Al_(25-x)Fe_x(x=0,5~10)系列合金在时效温度为1273 K时的原子占位情况。通过该方法,定量计算了L1_2-Ni_3(Al_(1-x)Fe_x)沉淀相中各原子的占位几率(SOP),并获得了其随Fe含量变化的动态响应规律。研究结果表明:随着Fe浓度的增加,Fe原子优先占据B格点位置(FCC结构的角位),且其原子占位几率数值逐渐增高;Al原子在B格点位置的占位几率则明显降低。同时,在L1_2相沉淀过程中出现了Al_Ni和Fe_Ni反位现象;且随着Fe含量的升高,Al_Ni和Fe_Ni原子反位的形成将会变得更加容易。原子占位几率的瞬时动态演化早在L1_2相长大的初期阶段就已完成。     

Ni-Al间作用势对Ni_(75)Al_(14)Mo_(11)合金原子有序化影响的微观相场模拟

采用三元微观相场动力学模型,研究第一到第四层Ni-Al原子间作用势对Ni75Al14Mo11合金沉淀过程中原子有序行为及γ′相沉淀的影响。结果表明:当第一层Ni-Al原子间作用势增大时,Al和Mo有序化和簇聚的程度和速度增大;当第二层Ni-Al原子间作用势增大时,Al和Mo有序化和簇聚的程度和速度降低;当第三层Ni-Al原子间作用势增大时,Al和Mo的有序化和簇聚的程度和速度增大,相比之下沉淀后期较大的原子间作用势对Mo的影响程度较小;第四层Ni-Al原子间作用势对Ni和Al有序化和簇聚的影响与第二层原子间作用势的影响相同。第一、三层Ni-Al原子间作用势增大,将促进γ′相的生成,且γ′相体积分数增大,而第二、四层原子间作用势对γ′相影响与第一、三层的影响效果则相反。     

Ni_(74.6)Al_xMo_(25.4-x)合金早期沉淀过程的微观相场模拟

采用三元微观相场动力学模型研究Ni74.6AlxMo25.4-x合金早期沉淀过程,对合金的微观组织演化图像、平均序参数和原子占位概率进行了分析。结果表明:合金首先析出L10和L12相,析出的L10相原位转变为L12相。随着Al浓度的增加,原子聚簇和有序化的进程加快。Ni原子倾向于占据αⅠ位和αⅡ位,Al原子和Mo原子倾向于占据β位。随着Al原子浓度的增加,Ni原子和Al原子在αⅠ和αⅡ位的占位概率增加,Mo原子在αⅠ和αⅡ位的占位概率降低,Al原子在β位占位概率增加,Ni原子和Mo原子在β位的占位概率降低。     

Ni75Al25-xFex合金中γ'相原子占位的微观相场模拟

采用三元微观离散格点形式的相场模型,对Ni75Al25-xFex合金γ'相的原子占位、浓度和长程序参数等进行了模拟计算.结果表明:γ'相沉淀析出为等成分有序化兼失稳分解机制;在γ'相内,随Fe含量的增加,Fe原子在β位的占位呈明显的上升趋势,Al原子反之,且发现有少量Ni原子占据β位.另一方面,在α格点,Fe原子的占位只呈现略微的增长,Al原子几乎不变,而Ni原子则略微下降:β位主要由Al,Fe原子共同占据,形成的γ'相是Ni3(AlFe)单相.     

Ni75Al25-xFex合金中γ′相原子占位的微观相场模拟

采用三元微观离散格点形式的相场模型,对Ni75Al25-xFex合金γ′相的原子占位、浓度和长程序参数等进行了模拟计算。结果表明：γ′相沉淀析出为等成分有序化兼失稳分解机制;在γ′相内,随Fe含量的增加,Fe原子在β位的占位呈明显的上升趋势,Al原子反之,且发现有少量Ni原子占据β位。另一方面,在α格点,Fe原子的占位只呈现略微的增长,Al原子几乎不变,而Ni原子则略微下降;β位主要由Al,Fe原子共同占据,形成的γ′相是Ni3（AlFe）单相。     

Ni-Cr-Al合金中D022相和L12相沉淀过程微观相场模拟

基于微观相场动力学模型和微观弹性理论,对Ni75Cr19Al6.0合金的沉淀过程进行了研究.结果表明,合金沉淀初期,DD22相以失稳分解机制从无序基体中析出,L12相以非经典形核长大机制析出,两相均呈现不规则形状且随机分布.共格沉淀相和母相之间的点阵错配度引起的弹性场对沉淀过程产生明显影响,D022相和L12相在沉淀后期表现出强烈的各向异性特征,其形貌均转变为长方块状,沿弹性"软"方向([100]和[001])规则分布,沉淀后期在基体中形成高度择优取向的微观组织.粗化过程中,D022相和L12相的平均半径的立方与时效时间整体上并不满足线性关系,弹性约束系统中的长大规律发生变化.     

Ni75Al15Mn10合金γ′相沉淀过程以及原子占位的微观相场模拟

基于微观相场模型和微观弹性理论,对Ni75Al15Mn10合金γ′相沉淀过程以及原子占位进行了原子层面的计算机模拟。结果表明:合金在1273K进行时效,沉淀早期先析出L10结构,之后随着有序度的增加,逐渐转变为L12结构;原子的有序化早于成分簇聚,γ′相的沉淀机制为等成分有序化+失稳分解的混合机制;γ′有序相的体积分数比γ无序相小,且γ′和γ相的体积分数比值约为60%;Al原子主要占据β格点(γ′相顶角位置),αⅡ和αⅠ格点主要由Mn原子占据,且在αⅡ格点占位几率高于αⅠ格点,Mn原子主要占据Ni位,形成的γ′相为单一的(Ni,Mn)3Al相。     

Ni75Al15Mn10合金γ'相沉淀过程以及原子占位的微观相场模拟

基于微观相场模型和微观弹性理论,对Ni75Al15Mn10合金γ’相沉淀过程以及原子占位进行了原子层面的计算机模拟.结果表明:合金在1273K进行时效,沉淀早期先析出L10结构,之后随着有序度的增加,逐渐转变为L12结构;原子的有序化早于成分簇聚,γ’相的沉淀机制为等成分有序化+失稳分解的混合机制;γ'有序相的体积分数比γ无序相小,且γ’和γ相的体积分数比值约为60％; Al原子主要占据β格点(γ’相顶角位置),αⅡ和αⅠ格点主要由Mn原子占据,且在aⅡ格点占位几率高于αⅠ格点,Mn原子主要占据Ni位,形成的γ’相为单一的(Ni,Mn)3Al相.     

温度对L1_0到L1_2有序转化中原子占位影响的相场模拟

基于三元微观相场动力学模型模拟了在弹性畸变能常数B=800时,不同温度对Ni_(75)Al_(14)Mo_(11)合金沉淀过程的影响。结果表明,该合金首先析出L1_0相,其大部分为L1_0(II)型;随着时效的进行,基体中L1_0相全部转变为L1_2相;在弹性畸变能与温度的综合作用下,Ni_(75)Al_(14)Mo_(11)合金的有序化和簇聚变化量很小。Ni原子倾向于占据α位和β1位;Al、Mo原子倾向于占据β_2位,但Al原子占位几率远大于Mo原子;最终,在同一畸变能下,随着温度的升高,在各位置上Ni、Mo原子占位几率下降,Al原子占位几率增加。