DO22相间反相畴界成分演化的微观相场模拟.pdf

d o i 1 0 ．3 9 6 9 J ．i s s n ．2 0 9 5 1 7 4 4 ．2 0 1 2 ．0 4 ．0 0 1 D 0 2 2 相间反相畴界成分演化的 微观相场模拟 圜张明义h 2 杨坤1 陈铮1 王永欣1 张嘉振2 1 ．西北工业大学凝固技术国家重点实验室，西安7 1 0 0 7 2 2 ．中国商用飞机有限责任公司北京民用飞机技术研究中心，北京1 0 0 0 8 3 摘 要基于微观相场模型研究N i ，，A I 。, V ，。合金沉淀过程中原子尺度界面结构对D 0 2 2 _ N i ，V 相间反 相畴界成分及其演化的影响。研究表明，在D O 相间反相畴界处，镍和铝偏聚，钒贫化。由于界面 溶质拖曳效应和扩散，使得合金元素在反相畴界处的偏聚和贫化程度随时间改变，但倾向不变。不 同反相畴界的界面原子排列方式存在差别，这使得合金元素在界面处占位几率所受到的影响不同， 从而导致合金元素在不同界面处的偏聚和贫化程度不同。相对于D O 相沿[ 0 0 1 】方向形成的反相畴 界 0 0 2 H 0 0 2 ，反相畴界 0 0 2 ／／ 0 0 2 ‘％[ 1 0 0 ] 处，镍的偏聚程度较大，铝的偏聚程度较小，钒的贫化 程度较小。D O 相沿[ 1 0 0 】方向形成的三种反相畴界中，在反相畴界{ 1 0 0 } ％[ 1 0 0 ] 处，镍和铝的偏 聚程度最大，钒的贫化程度最大，而在反相畴界{ 2 0 1 } ％1 0 0 1 ] 处，镍和铝的偏聚程度最小，钒的贫 化程度最小。弹性应变能不改变合金元素在各个反相畴界处偏聚和贫化程度的相对大小。 关键词微观相场；反相畴界；D O 一N i ，V 相；溶质偏聚；N i ，，A L V ；。合金 中图分类号T G l 4 6 ．1 5 ；T G l l 3 ．1 2文献标识码A 文章编号2 0 9 5 - 1 7 4 4 2 0 1 2 0 4 ．0 0 2 1 ．0 7 界面科学的目的是在全面且深入认识和理解界面原 子尺度上的结构以及界面结构对材料加工过程和材料内 部各种物理现象的影响的基础上，推动先进材料生产技 术的发展，从而最优化材料的性能，即达到设计材料的 目的”] 。合金元素在界面处的偏聚和贫化对材料的性能 有很大影响，因而探明影响界面成分的因素及其规律对 于改善合金性能以及优化设计合金系统具有重要的理论 和实际意义拉J 。用计算机模拟方法研究材料界面成分具 有独特的优势。G r o n h a g e n t “等用P h a s eF i e l d 法研究晶界 溶质原子偏聚程度与晶粒半径的关系，发现晶界半径越 小，界面处溶质原子的偏聚程度越小。D e t o r l 4 1 等用M o n t e C a r l o 方法研究合金成分和晶粒尺寸对晶界偏聚、界面有 序化程度以及界面稳定性的关系。W y n b l a t t 口1 等用M o n t e C a r l o 方法研究面心立方合金中的溶质在界面处的偏聚。 D O 。结构是L 1 结构衍生的长周期结构，由于具 有D O ，，结构的金属间化合物中的滑移系太少，导致其 具有脆性，因此对具有D O 结构的金属间化合物研究 相对较少。一些文献主要研究用电子性质阐述D O 相 的结构稳定性1 6 - 9 ] ，通过研究合金化过程中原子有序化 的机制，从而探寻改善D O 结构金属间化合物脆性 的方法。滑移系的数量太少，或者晶界黏聚力 g r a i n b o u n d a r yc o h e s i o n 太差是导致金属间化合物脆性的两种 原因。金属间化合物结构材料脆性源于其界面的本征脆 性”o 。1 ⋯，研究表明，通过合金元素在界面处的偏聚，部 分合金元素可以改善N i ，A l 中界面的本征脆性，从而改 善合金的塑性“。“J ，因此合金元素在N i ，A l 中界面处的 偏聚”’”1 被广泛地研究。然而，目前为止，由于D O 结构比L 1 结构复杂，对D O 相间界面的研究非常少见。 M i c r o s c o p i cP h a s eF i e l d 法在研究微结构及其演化方面 基金项目国家自然科学基金资助项目 5 0 9 4 1 0 2 0 ，1 0 9 0 2 0 8 6 ， 5 0 8 7 5 2 1 7 ，2 0 9 0 3 0 7 5 收稿日期2 0 1 1 - 1 2 1 0 作者简介张明义 1 9 8 2 一 ，男，湖南浏阳县人，博士，主要从 事计算材料学等方面的研究。 有色金属工程2 0 1 2 年第4 期 2 1万方数据 I 磊秀I 苓趸；_ 二乏石N o N F E R R o u 拿M E M L ⋯SE N G I N E E R I l 生 具有独特的优势[ IT d e ] 。利用M i c r o s c o p i cP h a s eF i e l d 模拟 N i - j A l 。V 沁合金沉淀过程D O 一N i ，V 相间反相畴界演化， 研究原子尺度界面结构和弹性应变‘, I ；x , - j - D O ．N i V 相间 反相畴界哎分及其演化的影响。 I 微观相场模型 基于微观扩散方程，由K h a c h a m r y a n 口”创建的微观相 场法．是一种离散格点形式的C a h n ．H i l l i a r d 方程。P o d u r i 等‘1 。有所发展并应用于三元镍基合金，获得与试验结果 符合很好的模拟结果。对于三元合金系统，用R r ，r ， 尸B r ，f ．R r ，f 分别表示A ，B ．Ci 种元素原予f 时刻 在晶格位置r 处的占位几率，由于只 r ，r 十P B r ，f 卜R r ， f 1 ．昕以三三元合金的微观相场模型只有式 1 两个独 立的方程，式中￡ ，_ r ’是与单位m l - l H - ] 内一对原子在格 点位置，和r ’上的交换几率有关的常数，下标A ．B ．C 表示原子种类；7 ’为温度；≤ ，．f 为随机起伏项．遵循 涨落一耗散理论；F 为体系总自由能．F 采用平均场自由 能，可表示为式 2 ，其中K ， r - ，‘P K ， r - r 3 。i - V 。， r - - ， 。 表示位置r 和r I 上两个原子之间有效相互作用势能，包 括短程化学相互作用势K 。 卜r 1 。，和长程弹性相互作用 势U 目 r 吖W “1 。 d P A ，，0 ／d t l ／ k B n ’∑旺A A r _ ， ’一F 劢P ，’，f 十￡ B r _ ，々’O F ，臼P B ，’，， 卜≤ ，．， d P B ，，， ／d t lI k B T 。∑【￡B A ，一，’ ‘O F ／O P ，’．， 一 ￡B B ，．- r ’ ‘a F 伯P B 厂’，f ] 亭 r 。r 1 F I ／2 ’伟[ K B r _ r 暇 ， P e r p ％。 r _ r 妒e r P c ∽一U 。 r - r ， P A r J P c ，’ ] 七l j T ‘∑{ P r l n [ P A ， ] 一P B r l n [ P B r ] J D r l n [ P c r ] } 2 在均匀弹性模量情况下，共格多相固溶体的线弹性 理论认为I 二j ，由于浓度或结构的不同所产生的弹性相互 作用势可以表示为与原子分布J p ， 相关的长程应力相互 作用，如式 3 所示。 E c ． 1 ／2 ‘∑K 。 r - r 3 。尸。 ，炉3 厂’ 3 长波近似下K 。 r _ ，，。．的F o u r i e r 变换为式 4 ，其中 n k ／k 是倒易空间中k 方向的单位矢量；n 。．门。为仃沿 x ，Y 轴的分量； 为／7 x 2 ／／。二的平均值{ sn d a c ／ a 。出 是由成分改变引起的晶格膨胀系数．a c 为溶 质的晶格常数，a 。为基体的品格常数，c 为溶质的原 子分数；帆，是表征弹性性喷和晶格失配的应变能参 数，由式 5 所示。式 5 中f C 1 C 】『2C 。。是表 示系统为弹性各向异性的常数；C ，是合金体系中基体 的弹性常数．计算中使用文献”4 中的数值，时间步 长0 ．0 0 02 ．弹性相互作用势取近似值为B n 8 0 0 。 V 。3 七 。l B 门 t 1fo _ 门。一门。‘一勺。’疗、‘ 4 A t l 4 C 1 2 C 1 二 。f ／[ c l l C l l l - f t ．- - 2 G 。 ] 5 2 模拟结果与分析 2 2 二K ；一j ’。E n g i n e e r i n gT e c h n o l o g y 2 ．1 弹性应变能B 0 时D O ，，相间反相畴界成分 及其演化 N i ．，A l 。V 二沁合金在沉淀过程中析出D O 一N i ，V 相 和L l N i3 A 1 相．只研究D O 二二相间反相畴界成分。图l 为D O 晶体结构示意图及其沿[ 0 1 0 ] 方向的投影。 a 币o o 图ID O 二二晶体结构及其投影示意 图2 为模拟弹性应变能B O 时N i ．；A 】，V 二合金在温 度为1 l5 0K 下沉淀过程中原子尺度的微观组织图像演 化．图像中的黑色背景表示基体镍原子，灰色格点为钒 原子。通过分析界面处原『．几何排列以及界面处原子的 占位几率，可以确定图2 中各个箭头所指的界面结构。 其中，图2 a 中箭头A 和B 所指的为D O 相沿[ 0 0 1 ] 方向形成的反相畴界．分别是反相畴界 0 0 2 ／／ 0 0 2 ’ ％[ 1 0 0 ] 和 0 0 2 ／／ 0 0 2 ．其界面原子排列示意图分别如 图3 a 和图3 b 昕示 用界面处相互接触的两个原子面 及界面两侧有序畴之间的平移矢量来表征界面结构 。 图2 a 巾箭头C 和D 所指的为D O 相沿【0 0 1 ] 和[ 1 0 0 】 方向形成的反相畴界，分别是反相畴界 0 0 2 ／／ 1 0 0 K [ 1 0 0 】和孪晶界{ 1 0 l } ．其界面原子排列示意图分别为 图3 c 和图3 d 。图2 b 中箭头E 和F ，以及图2 c 中 箭头G 所指的界面为D O 相沿[ 1 0 0 ] 方向形成的反相 畴界，分别是反相畴界{ 2 0 l } ‘％[ 0 0 1 ] ．{ 1 0 0 } ‘埘1 0 0 ] 和 { 2 0 1 } 。, A [ 0 0 1 ] ．图3 e 、图3 1 3 和图3 g 分别为这三种 界面的原子排列示意图。从图2 可以看出．除D O 二二相 沿[ 0 0 1 ] 和[ 1 0 0 ] 方向形成反相畴界 0 0 2 7 ／／ 1 0 0 ’％[ 1 0 0 ] 和孪晶界{ 1 0 1 } 之外，其余几种界面均可迁移。 图2 模拟弹性应变能B 0 时N i ．，A 1 j V 二合金 在11 5 0K 下沉淀过程微观组织演化图像 a t - 3 ．0 1 0 j ； b t 4 2 ．0 x1 0 5 ； c t 5 ．0 x1 0 5 ； d t 6 ．0X1 0 j ； e t 7 ．0 1 0 j ； f f 8 ．0 1 0 j ㈣圈 而 誊1 ⋯匿 万方数据 V N i 图3N i 7 5 A l x V ，。中D O 反相畴界结构的原子排列示意 a 0 0 2 ／／ 0 0 2 ’％[ 1 0 0 ] ； b 0 0 2 N 0 0 2 , C 0 0 2 ／／ 1 0 0 ’％[ 1 0 0 ] ； d { 1 0 1 t w i n i n t e r f a c e ； e { 2 0 1 ’ ／2 [ 0 0T ] ； f { 1 0 0 } ％[ 1 0 0 ] ； g { 2 0 1 } 埘0 0 1 ] 0 ．8 0 0 J S 07 6 0 ．7 4 倒3 璺 蠖0 ．2 0 0 ．1 8 O ．0 2 l O ．0 1 8 O ．0 1 5 0 ．8 0 0 ．7 8 0 ．7 6 0 ．7 4 甲默。r 吣V 一2 0 ．1 0 01 02 03 0 距离O a t f i c e p l a n e 趟o ．2 4 } 爱．2 。。1 } 0 ．0 2 0 0 ．0 1 8 0 ．0 1 6 0 ．7 8 O ．7 6 O ．7 4 O ．2 4 蜊3 盏 蔗0 1 8 0 ．0 4 O ．0 3 0 0 2 0 ．7 7 0 ．7 6 0 ．7 5 07 4 N “。严一 V f 盘丝∑一i ．2 0．1 001 02 03 0 距离 1 a t t i c e p l a n e 飞戌燕撼[ ≈赫j - 2 0 ．1 5 ．1 0 - 5051 01 52 02 5 眇、⋯工 [ 、Ⅻ“～∥∥] N i } 万弋牲二j { ⋯～卢2 ．4 1 0 5 o } 、竺，十～．．．／”{ L ⋯～口一o‘一。．“⋯一。一4 ”] 0 ．7 8 0 ．7 6 0 ．7 4 毋j d 基0 0 忍．2 4 } 蠖0 ．2 0 【 0 ．0 2 4 0 ．0 2 1 0 ．0 1 8 0 ．0 1 5 W j 、∥- 6 “ { 、√6 一_ 卢2 o 1 旷] ．2 0．1 001 02 0 距离 1 a t t i c ep l a n e O ．0 2 4 00 2 0 0 ．0 1 6 ．3 0．2 0．1 001 02 03 0 距离 1 a t t i c e p l a n e l 摆 0 ．7 4 躁} 弋 磋 。，{ 图4B 0 时N i 。，A l ，v 2 合金中D O 相间反相畴界成分及其演化 a 0 0 2 ／／ 0 0 2 ‘％[ 1 0 0 ] ； b 0 0 2 1 1 0 0 2 ； C 0 0 2 1 ／ 1 0 0 ’％[ 1 0 0 ] ； d { 1 0 1 t w i ni n t e r f a c e ； e { 2 0 1 } ／2 [ 0 0 I ] ； f { 1 0 0 } - ％[ 1 0 0 】I g { 2 0 1 } - V 2 [ 0 0 1 ] 有色金属工程2 0 1 2 年第4 期2 3 一爱 备 万方数据 陌百药同i N O N F E R R O U SM E 。r A L SE N G l N E E R l N G 图4 为B 0 时N i 7 ；A 1 3 V 2 2 合金中D 0 2 2 相间反相 畴界成分及其演化曲线，纵坐标为合金元素浓度， 横坐标为沿垂直于界面方向的距离。从图4 可以看 出，在这7 种D O 相间反相畴界处，镍和铝在界面 处偏聚而钒则在界面处贫化。除D 0 2 2 相沿[ 0 0 l 】和 [ 1 0 0 ] 方向形成反相畴界 0 0 2 ／／ 1 0 0 ‘％【1 0 0 】和孪晶 界{ 1 0 1 之外，其余5 种反相畴界的成分分布均随时 间变化，这是由于，除反相畴界 0 0 2 ／／ 1 0 0 - 埘1 0 0 ] 和孪晶界{ 1 0 1 之外，其余5 种反相畴界均可迁移， 与图2 中微观组织演化图像中界面位置的变化情况一 致。此外，随着反相畴的迁移，合金元素在反相畴处 的偏聚和贫化程度有所下降，但是偏聚和贫化的倾向 并不发生改变，这是由于随着反相畴界的迁移，合金 元素由于界面的溶质拖曳效应会随着界面一起迁移扩 散导致的。对于不可迁移反相畴界，虽然其位置不随 时间改变，但由于界面处和D O 相内部之间合金元 素的扩散，合金元素的偏聚和贫化程度发生改变，但 偏聚和贫化倾向不发生改变但程度会变化。 进一步分析D O 相间反相畴界成分及其演化，可 蜊 爱 o ．8 0 0 ．7 8 0 ．7 6 0 ．7 4 O ．2 4 冀撩 0 ．0 2 2 O ．0 2 0 0 ．0 1 8 O 1 0 1 6 ．1 5 ．1 0 - 5 051 01 5 距离0 砒I i c e l 妇哟 倒 袋 以看出，在各个反相畴界处，合金元素在偏聚或贫化的 程度不同，合金元素偏聚或贫化程度随着时间的变化大 小也不同。由此可以看出，反相畴界处的成分及其演化 与反相畴界结构有关。图5 研究了11 8 5K 下N i 7 5 A 1 3 V 2 合金中D O 相间反相畴界结构与成分之间的关系，考 虑到反相畴界取向关系亦可能影响到界面成分，因此 仅将取向相同的反相畴界的成分进行对比。图5 a 和 图5 b 分别是时间步长为t - 2 ．0 1 0 5 和t - - 4 ．0 X1 0 ’时 D O 相沿[ 0 0 1 】方向形成的两种反相畴界的成分分布对 比，从图5 a 和图5 b 可以看出，虽然合金元素在反 相畴界处的偏聚和贫化程度随时间发生变化，但在相同 时刻，镍在 0 0 2 ／／ 0 0 2 ％[ 1 0 0 】处的偏聚程度较大，在 0 0 2 H 0 0 2 处的偏聚程度较小，铝在反相畴界处的偏聚 程度则与镍相反，铝在 0 0 2 ／／ 0 0 2 处的偏聚程度较大， 在 0 0 2 ／／ 0 0 2 ％1 1 0 0 ] 处的偏聚程度较小。钒在 0 0 2 ／／ 0 0 2 ％1 1 0 0 】处的贫化程度较小，在 0 0 2 ／／ 0 0 2 处的贫 化程度较大。 图5 c 和图5 d 分别是时间步长为t 2 ．0 X1 0 5 和 t - - 4 ．0X1 0 5 时D 0 2 2 相沿[ 0 0 1 】和[ 0 0 1 】方向形成的两种 - 1 5 - l o ．5 ，0 51 01 5 距离 1 毗hp l a n e 0 ．0 4 0 ．∞ 0 ．7 8 0 ．7 6 0 ．7 4 冀鞋0 ．2 2 一j 世}、X 。一≯‘ ⋯ { 袋3 器L ㈣洲吲珥。y j 0 ．0 2 0 o ．0 1 8 0 ．0 1 6 O ．8 0 0 ．7 6 0 ．7 2 ．1 5 - 1 0 ．王。0 51 01 5 距离f l g 眦ep l 蚰e 0 ．0 3 0 图5B 0 时原于尺度结构对D 0 2 2 相问反相畴界成分的影响 a ， c ， e t - 2 ．0 1 0 5 ；f b ， d 。 f t 4 ．0X1 0 5 反相畴界的成分分布对比，可以看出，镍在 0 0 2 ／／ 1 0 0 ‘％[ 1 0 0 ] 处的偏聚程度较大，在{ 1 0 1 孪晶界处的偏聚 程度较小。铝在反相畴界处的偏聚程度则与镍相反， 铝在{ 1 0 1 孪晶界处的偏聚程度较大，在 0 0 2 H 1 0 0 K [ 1 0 0 】处的偏聚程度较小。钒在 0 0 2 H 1 0 0 ％[ 1 0 0 ] 处 的贫化程度较大，在{ 1 0 1 孪晶界处的贫化程度较小。 图5 e 和图5 0 分别是时间步长为t 2 ．0X1 0 5 和 产4 ．0X1 0 5 时D 0 2 2 相沿[ 1 0 0 ] 方向形成的三种反相畴界 2 4 工程技术E n g i n e e r i n gT e c h n o l o g y ㈣慨嘶州啷咙蚴 哪呲呲 髓爨 O 8 6 4 4 2 0 8 4 3 2 8 7 7 7 2，L2l O O d雌叮们们妣吆毗叭吣叩叫 万方数据 的成分分布对比．从图中可以看出，镍和铝在反相畴 界{ 1 0 0 l 埘1 0 0 ] 处的偏聚程度最大，在反相畴界{ 2 0 1 } ‘ v , [ o o i ] 处的偏聚程度次之，在反相畴界{ 2 0 1 } ．y [ 0 0 1 ] 处 侑聚程度最小。钒在反相畴界{ 1 0 0 } 组1 0 0 ] 处的贫化程 度最大．在反相畴界{ 2 0 l } ‘％[ 0 0 1 ] 处的贫化程度次之． 在反相畴界{ 2 0 l } 埘o o I 】处贫化程度最小。由此可以看 出，在合金成分、沉淀温度和时间步长等条件相同的情 况下．合金元素在反相畴界处的浓度与反相畴界的结构 有关。 2 ．2 弹性应变能B 8 0 0 时D O 相间反相畴界 成分及其演化 图6 为模拟弹性应变能B 8 0 0 时N i ．，A l ，V 5 合金 在1 1 5 0K 下沉淀过程中原子尺度的徽观组织图像演化。 通过分析界面处原子几何排列以及界面处原子的占位几 率．可以确定图2 中各个箭头所指的界面结构。图6 a 中箭头A ．B 所指的是D O 二相沿[ 0 0 1 ] 方向形成的两种 反相畴界．分别是 0 0 2 ； 0 0 2 ‘埘1 0 0 ] 和 0 0 2 ／／ 0 0 2 ， 箭头C 和D 昕指的是D O 二相沿【0 0 1 ] 和[ 1 0 0 ] 方向形成 的三种反相畴界．分别是 0 0 2 ／／ t o o ％[ 1 0 0 ] 和{ 1 0 1 } ， 箭头E 所指的是D O 二二相沿[ 1 0 0 ] 方向形成的反相畴界 { 1 0 0 } ％[ 1 0 0 】。从图6 可以看出．在添加弹性应变能之后． 由于D O 相沿[ 1 0 0 ] 方向，即弹性“软”方向定向生长． 这使得D O 相沿[ 0 0 1 】和[ 1 0 0 ] 方向形成的反相畴界随 时间变化逐渐减少，尤其是到沉淀后期仅有D O 相沿 [ 0 0 1 ] 方向和沿【1 0 0 ] 方向形成的反相畴界存在。因此， 仅研究沉淀后期D O 二 相形成的反相畴界。 | ；；| F i 孤 ] 图6 模拟弹性应变能B 8 0 0 时N i ，，A l 二s V H 合金 在11 5 0K 沉淀过程的微观组织演化图像 a t 3 ．0X1 0 4 ， b t 2 ．0 1 0 5 C t 1 ．0 1 0 6 d t 2 ．0 1 0 6 罔7 为反相畴界 0 0 2 ／／ 0 0 2 ‘K [ 1 0 0 ] ． 0 0 2 一7 ／ 0 0 2 和{ 1 0 0 } ％[ 1 0 0 ] 及其两侧的成分分布曲线。从图7 可以 看出，与B 0 时的情况一样，铝和镍原子在这三种反相 畴界处的反相畴界处的偏聚，钒则在这三种反相畴界处 贫化。从图7 还可以看出，三种反相畴界位置均发生变 化，即三种反相畴界均发生迁移。随着时间的进行，虽 然反相畴界发生迁移，但由于溶质拖拽效应．合金元素 随着反相畴界的迁移而迁移，使得合金元素在反相畴界 处的偏聚和贫化倾向不发生改变，但程度发生改变。 为进一步研究反相畴界结构对合金元素在反相畴 界处偏聚和贫化程度的影响，图8 对比了在不同时刻反 | ；i | K j 譬巍F j 譬 驴≮础。0 墓} 唆h ．- i 司 撼熊掣辩簿等璃3 图7B 8 0 0 时N i ．，A l 二；V j 合金中D O 二相间反相畴界成分及其演化 a 0 0 2 D ／／ 0 0 2 ‘％[ 1 0 0 ] b 0 0 2 7 ／ 0 0 2 c { 1 0 0 } 。埘1 0 0 ] 相畴界 0 0 2 j ／ 0 0 2 ‘％[ 1 0 0 ] ， 0 0 2 N 0 0 2 和{ 1 0 0 } ’埘1 0 0 ] 成分。图8 a 和图8 b 分别是时间步长为t 1 ．0 1 0 6 和 t - 2 ．0 1 0 “时反相畴界的成分分布。从图8 可以看出， 镍和铝在{ 1 0 0 } - ％[ 1 0 0 】处的偏聚程度最大．在 0 0 2 ／／ 0 0 2 埘1 0 0 ] 处的偏聚程度次之．在 0 0 2 ／／ 0 0 2 处 的偏聚程度最小。钒在{ 1 0 0 } ％[ 1 0 0 ] 处的贫化程度 最大，在 0 0 2 ／／ 0 0 2 K [ 1 0 0 】处的贫化程度次之，在 0 0 2 ／／ 0 0 2 处的贫化程度最小。其中．合金元素在 反相畴界 0 0 2 ／／ 0 0 2 ‘％[ 10 0 ] 和 0 0 2 ／／ 0 0 2 处偏聚 和贫化程度的相对火小，与B 0 时的情况一致，即 在反相畴界处 0 0 2 ／／ 0 0 2 ％[ 1 0 0 】处，镍和铝的偏聚 程度较大，钒的贫化较大。这表明，在考虑弹性应变 。2 0 1 2 年第4 期2 5万方数据 I 吾危金屈工程堕里堕￡垦里璺里型璺塑垦坠兰皇曼型堕曼型堕鱼 能时，沉淀过程中反相畴界结构对合金元素在反相畴 界处偏聚和贫化程度影响规律不变。 0 ．8 0 O ．7 8 0 ．7 6 O ．7 4 综上所述，合金元素在反相畴界处偏聚和贫化倾 向不随时间变化，但程度改变，弹性应变能使得D 0 2 2 - 2 0 ．1 5 ．1 0 ．5051 0 1 52 0 距离 1 a t t i c ep l a n e 图8B 8 0 0 时原子尺度结构对D O 相间反相畴界成分的影响 a f 1 ．0 x1 0 6 b t - 2 ．0 x1 0 6 相沿[ 1 0 0 ] 方向定向生长，从而影响沉淀后期反相畴界 的种类。合金元素在反相畴界处的偏聚和贫化程度与反 相畴界结构有关，反相畴界结构对台金元素在反相畴界 处偏聚和贫化程度相对大小的影响规律不受弹性应变能 影响。反相畴界结构不同，合金元素偏聚和贫化程度不 同，这可能是由于界面原子排列方式对合金元素在界面 处占位几率有影响，这与合金元素在金属间化合物中的 不同亚晶格上存在择优占位倾向类似。由于在不同的亚 晶格上，与其配位的原子排列方式不同，使得合金元素 存在择优占位行为。反相畴界处的原子排列方式与相内 部的原子排列方式不同，这使得合金元素在界面处占位 几率发生变化，从而导致合金元素的偏聚或者贫化。而 不同反相畴界的界面原子排列方式存在差别，这使得合 金元素在界面处占位几率所受到的影响不同，从而导致 合金元素在不同界面处的偏聚和贫化程度不同。 3 结论 在D O 相间反相畴界处，镍和铝偏聚，钒贫化。 由于溶质拖曳效应，合金元素在反相畴界处的偏聚和 贫化倾向不随时间变化，但程度改变。 不同反相畴界的界面原子排列方式存在差别，这 使得合金元素在界面处占位几率所受到的影响不同， 从而导致合金元素在不同界面处的偏聚和贫化程度不 同。弹性应变能使得沉淀后期反相畴界的种类减少， 但不改变合金元素在各个反相畴界处偏聚和贫化程度 的相对大小。 D O 相沿[ 0 0 1 】方向形成的两种反相畴界中，反 相畴界 0 0 2 H 0 0 2 ％[ 1 0 0 ] 处，镍的偏聚程度较大，铝 的偏聚程度较小，钒的贫化程度较小。D O 相沿[ 0 0 1 ] 和【1 0 0 ] 方向形成的两种反相畴界中，反相畴界 0 0 2 ／／ 1 0 0 { A [ 1 0 0 ] 处，镍的偏聚程度较大，铝的偏聚程度较小， 钒的贫化程度较小。 D O 丝相沿[ 1 0 0 】方向形成的三种反相畴界中，在反 相畴界{ 1 0 0 } ％[ 1 0 0 】处，镍和铝的偏聚程度最大，钒的 贫化程度最大，而在反相畴界{ 2 0 1 } ‘％[ 0 0 1 ] 处，镍和铝 的偏聚程度最小，钒的贫化程度最小。 参考文献 [ 1 】W a n gSQ ，Y eHQ ．T h e o r e t i c a ls t u d i e so fs o l i d - 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t y p eN b A l 3 a n dN b G a 3 [ J ] P h y SR e vB ，2 0 0 6 ，7 4 0 9 4 1 0 1 [ 8 ] K a r p e t s aMv ，M i l m a n aYVB a r a b a s hOM ，e ta 1 ．T h ei n f l u e n c e o fZ ra l l o y i n go nt h es t r u c t u r ea n dp r o p e r t i e so fA 1 3 T i ⋯． I n t e r m e t a l l i c s ，2 0 0 3 ，11 2 4 1 2 4 9 ， [ 9 ] Y eYC ，L iPJ ，H eLJ ．V a l e n c ee l e c t r o ns t r u c t u r ea n a l y s i s o fm o r p h o l o g i e so fA 1 3 T ia n dA 1 3 S ci na l u m i n u ma l l o y s [ J ] ． I n t e r m e t a l l i c s ，2 0 1 0 ，1 8 2 9 2 2 9 7 ． [ 10 】P o p eDPI m p u r i t i e s ，t o u g h n e s sa n di n t e r m e t a l l i cc o m p o u n d s A no v e r v i e w 【J 】P h y s i c aS t a t u sS o l i d i a ，19 9 7 ，16 0 4 8 1 4 8 6 ． [ 1 1 ] G u oJT ，S h e n gLY ，X i eY ，e ta 1 ．M i e r o s t r u c t u r ea n d m e c h a n i c a lp r o p e r t i e so fN i 3 A Ia n dN i l A l - Ba l l o y sf a b r i c a t e d b yS H S ／H E [ J 】．I n t e r m e t a l l i c s ，2 0 1 l ，1 9 1 3 7 1 4 2 ． [ 1 2 ] K h i t o u n iM ，N j a hN ．M i c r o s t r u c t u r ee v o l u t i o na f t e rt h e r m a l t r e a t m e n t so fn a n o