| Issue |
JNWPU
Volume 43, Number 2, April 2025
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|---|---|---|
| Page(s) | 285 - 294 | |
| DOI | https://doi.org/10.1051/jnwpu/20254320285 | |
| Published online | 04 June 2025 | |
Exploring atomic occupation of ternary alloy elements at L12-Ni3Al sub-lattice
L12-Ni3Al 亚晶格第三合金化元素原子占位研究
1
Flying College, Shandong University of Aeronautics, Binzhou 256600, China
2
School of Materials Science and Engineering, Northwestern Polytechnical University, Xi'an 710072, China
Received:
24
March
2024
The Ni3Al phase of L12 crystal lattice is the most important strengthening phase for nickel-base super-alloy of an aero-engine. The configuration of atomic occupation of alloy elements at the L12-Ni3Al sub-lattice plays a key role in its serving properties in the thermal-mechanic condition. Through establishing the phase-field model of a ternary alloy system and solving the micro-diffusion dynamic functions, the spatial-temporal information on the atomic occupation of different L12-Ni3Al sub-lattices is tracked, the occupation capability of ternary alloy elements is assessed and the atomic density distribution at single-lattice points is obtained. The atomic occupation of Ni-Al-V and Ni-Al-Cr precipitation phases in the L12-Ni3Al sub-lattice after the phase transformation path of FCC→L12+D022 is studied. The results show that through the time-related order process, the atomic occupation removes the competitive growth in the homogeneous or heterogeneous phase in the early phase transformation and the random fluctuation that interface migration causes to the sub-lattices. The Ni3Al phase is in fact a compound metal alloy phase. The antisite and substitution site are the functions of the binary solute ratio. The addition of Cr and V has an obvious difference in affecting the antisite and substitution site in different sub-lattices, which is related to sub-lattice type, defect type and alloy element type.
摘要
L12晶格结构Ni3Al相为航空发动机镍基高温合金最重要的强化相, 其亚晶格上合金体系组成元素的原子占位配置对热-力环境下服役性能起决定性作用。针对L12-Ni3Al内不同亚晶格上原子占位的时-空信息追踪与第三合金化元素的占位能力评估, 通过求解微观扩散动力学方程, 构建三元合金体系相场模型, 得到单晶格格点原子密度分布, 研究了经FCC→L12+D022相变路径后的Ni-Al-Cr与Ni-Al-V沉淀相L12-Ni3Al中的原子占位。结果表明, 平衡期占位通过与时间相关的有序化过程消除相变早期的同相/异相竞争生长, 以及界面迁移对亚晶格上原子占位带来的随机波动性影响; Ni-Al-Cr与Ni-Al-V中Ni3Al相均为复合金属间化合物相, Ni、Al亚晶格上反位、替位为双溶质比的函数; Cr、V添加对Ni3Al中不同亚晶格的反位、替位的影响具有明显差异性, 与晶格类型、缺陷类型以及组元类型相关。
Key words: L12 structure / L12-Ni3Al sub-lattice / atomic occupation / solid-state phase transformation
关键字 : L12结构 / Ni3Al / 亚晶格原子占位 / 固态相变
© 2025 Journal of Northwestern Polytechnical University. All rights reserved.
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镍基高温合金是军/民用涡扇/涡喷发动机燃气涡轮叶片关键材料，对化学能-机械能转换起主要作用[1]，承受极端超高温-超重力工作环境。其优异的高温力学性能主要源于此类材料中面心立方固溶体中镶嵌弥散沉淀的共格L12晶体结构的Ni3Al相[2–4]。对于L12-Ni3Al的研究一直是材料科学与工程中的热点问题，研究角度涉及凝聚态性质、力学等，研究方法涉及理论计算、实验等，研究尺度涉及原子、微观、介观以及宏观等。当前，针对L12-Ni3Al的各种研究切入点呈现出多样性特点，但不同方面的研究均指向一个共性的目的：提高L12-Ni3Al的高温力学性能。
材料科学与工程领域中，镍基高温合金通常以Ni-Al二元系统为基础合金，通过添加多种合金化元素构成形成Ni-Al-Xi(i为不同合金元素)多元合金系统来调控相变后材料整体性能已成为共识，是一种常用的工程技术手段。合金元素的添加一方面在原子尺度上改善了工程材料组成相(基体相、强化相等)的基本物理性质，另一方面，在微观尺度上，新组元的引入在基础合金系统中产生其他种类的强化相，对工程材料的整体宏观性能进行调控，使其满足不同的服役环境。从介观尺度出发，工程材料宏观性能是其不同性能的组成相之间微观尺度协同作用的结果；从微观尺度出发，决定组成相的物理、力学性能等凝聚物理参数(如弹性模量、晶胞参数等)，是其组成元素之间原子有序化堆垛(如原子占位、反位、空位、替位等)协同作用的结果[5]。但是，目前现有材料表征技术难以实现三维块体材料内部的原子尺度行为时-空演化信息追踪，大部分检测表征为基于静态实验结果进行的信息提取。
对于L12-Ni3Al，Wu等[6]利用第一性原理计算研究了Zr掺杂在Ni3Al中的亚晶格占位，发现Zr占位与其本身掺杂后引起的晶格畸变有关：在不超过畸变临界值时，Zr优先占位Al亚晶格。Liu等[7]计算了Mn在Ni3Al相中的择优占位，发现在L12晶粒边界处Mn倾向于占据Ni亚晶格而非Al亚晶格。Ivanovski等[8]利用穆斯堡尔谱结合从头算起法研究了贫Fe型(Ni, Al)3Al中的Fe掺杂，发现Fe原子在Ni亚晶格产生替位现象。Ali等[9]通过建立双亚晶格模型，研究了Co、Cr、Cu、Fe、Mn、Mo、Re、Ta、Ti、V、W在Ni3Al中的择位倾向，发现第三合金组元在Ni3Al中的占位与cNi∶cAl存在相关性，Co、Mn、Ti总是优先占位Ni亚晶格，而Cr、Cu、Fe等的占位还与温度存在一定关系。Zhu等[10]通过在Ni-FCC无序固溶体中掺杂Re、Ta、W，构建Ni-FCC-Ni3Al-L12界面，计算得出3种元素均倾向于占据Ni3Al的Al亚晶格。通过构建超胞结构，Eris等[5]计算了Nb、Ti、Cr、Co在Ni3Al中的占位，发现Nb、Ti、Cr倾向于占据Al亚晶格而Co在Al、Ni亚晶格择位性不明显。目前，国内外对Ni3Al中亚晶格上原子占位的研究主要集中于计算材料学方面，在实验学上研究较少，且由于技术限制，理论计算侧重于静态搭建晶体结构后的计算，具有预设性的特点。
基于金属间化合物晶格上原子占位对镍基单晶/多晶高温合金性能影响的本源性，以及时-空演化追踪的困难性，展开基于相变过程的原子占位演化分析，进一步评价不同合金元素在相同亚晶格上的占位具有重要意义。本文以在Ni-Al二元合金系统中添加Cr、V元素作为研究对象，进行以下研究：
1) 基于工程热处理实际过程，建立能够表征以相变过程/路径为出发点的L12-Ni3Al内原子占位配置的预测方法；
2) 针对单体系三元合金，明确相变后双溶质比对L12不同亚晶格上原子占位的影响规律；
3) 基于获取的与相变过程关联的原子占位信息，尝试将其用于评价第三合金化元素在L12相同亚晶格格点上的占位能力差异，为通过添加合金化元素调控合金宏观性质提供原子层面的相场学信息。
1 相场模型
1.1 动力学方程及模型建立
微观相场模型的动力学方程由Khachaturyan[11]创建，是连续相场的离散晶格格点模式，将连续相场处理的纳米尺度空间尺度扩展到原子级别的晶格格点尺度。Poduri和Chen[12]首先将此相场模型应用于模型合金及工程合金，用于研究合金固态相变过程中的各种凝聚态现象[13–16]。
微观相场模型以计算刚性晶格点阵上每一格点处不同合金元素原子的占位几率(occupation probability, OP)为数学核心。
式中：n(r, t)为原子占位几率; C0为溶质浓度; L0(r, r ′)为原子跃位的几率系数；F为自由能。
对于A-B二元合金系统, 任意一晶格格点处需要求解A, B 2种原子的占位几率nA, nB; 对于A-B-C三元合金系统, 则需要求解任意一晶格格点处A, B, C 3种原子的占位几率nA, nB, nC。
对于三元合金系统, 由于任意晶格格点处只能被A, B, C 3种原子占据, 存在nA+nB+nC=1恒成立。因此, 只需求解任意晶格格点上2种原子占位几率即可得到第三组元的原子占位几率。在三维正空间中, 由(1)式可得A-B-C系统中任意晶格格点位置r处的微观动力学方程为
式中: t为时间; kB为Boltzmann常数; Lαβ(α, β=A, B)为单位时间α与β原子在晶格位置r与r ′上进行跃位的几率系数; T为绝对温度；ξ(r, t)为噪声项, 主要起到引发结构-能量起伏作用。
对于A-B-C系统, 在平均场自由能近似下, 其自由能F为n, T以及三元素原子间相互作用势Vαβ(α, β=A, B)的函数，如(3)式所示。
式中: Vαβ为α与β原子之间相互作用势。
(2) 式与(3)式分别为正空间下A-B-C系统的扩散动力学方程、体系自由能表达式, 求解正空间下nA, nB, nC数值, 需对(2)式在傅里叶空间进行求解。傅里叶空间中, 将(3)式代入(2)式可得
式中: 
分别为 
的傅里叶空间变形式；
为ln 
的傅里叶空间变换形式。二元、三元系统的微观扩散模型详细求解过程可参阅文献[12, 17–21], 本文不再详细展开。
1.2 材料与实验参数
本模拟实验研究对象为Ni-Al-V、Ni-Al-Cr双三元系统, 模拟时三元系统初始状态均为理想无序固溶体, 具体参数选择列于表 1~2。
三元系统实验参数选择
三元系统相互作用势
1.3 L12晶格结构的相场原子尺度表达
图 1为无序固溶体及L12晶体结构三维正空间晶胞图及其在相场中的晶格表达形式。
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图1 无序固溶体及L12的晶胞结构及其投影 |
图 1a)为无序固溶体, 面心立方结构, 其8个顶角及6个面心位置被Ni、Al原子随机占据。图 1b)为L12结构的Ni3Al, 其8个顶角位置被Al原子(红球)占据而6个面心位置被Ni原子(蓝球)所占据。仿真模拟实验时, 采用相场法的通用处理手段: 三维问题在二维尺度内处理。无序固溶体、L12晶格结构的相场表达基于其三维正空间晶胞的二维投影, 即图 1中以彩色正方格点代替二维晶胞投影中的原子。图 1中无序固溶体、L12均为3×3的方格格子图。对于图 1b)所示L12结构, 8个顶角为等价的Al亚晶格, 6个蓝色面心位置为Ni亚晶格。由于Ni亚晶格沿[100]方向进行堆垛时, 属于非等价层, 因此将Ni亚晶格进一步细分为Ni-α位与Ni-β位。
2 结果与讨论
图 2为相场对三元A-B-C系统相变模拟结束后得到微观形貌图。
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图2 三元A-B-C系统相变完成后L12-Ni3Al微观形貌图 |
图 2中呈现颗粒分布态为L12沉淀析出相, 其基本结构放大图见右下角, 其中黄色格点为Al亚晶格格点, 十字蓝色格点为Ni亚晶格。本模拟中, Ni-Al-V、Ni-Al-Cr相变过程类似, 且均属于FCC→L12+D022结构相分离类型。相变后微观形貌上的差异主要表现在L12, D022两相各自单体形貌及体积分数比例。
2.1 Al亚晶格占位分析
图 3为不同cAl∶cV下基于相变过程的Ni原子、V原子在Al亚晶格(见图 1b)红色点阵)上的原子占位演化全程图。
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图3 不同Al浓度cAl下Ni-Al-V相变过程中Ni、V在Al亚晶格占位演化 |
图 3a)和图 3c)分别为Ni、V在Al亚晶格相变全过程原子占位演化, 不同cAl∶cV下, Ni在Al亚晶格的反位占位NiAl均经历一个较高的峰值期, 该峰值的出现与相变过程有关, 促使峰值出现的原因是此处存在L12→L12之间的结构转变。以图 3a)中cAl=0.15时为例, t < 25 000之前形成的L12结构的Ni、Al亚晶格, 当其紧邻区域存在不同点阵周期的L12有序畴时, 由于同相竞争生长, 会被其紧邻的L12有序畴通过类似Ostwald Ripening效应吞噬, 造成Ni→Al、Al→Ni亚晶格的转变。图 2中横坐标为80，纵坐标为[75, 100]的位置中有3个有序区域, 当中间较小沉淀相被两侧任一较大沉淀相吞噬, 则该区域内Ni、Al亚晶格产生一次点阵互换, 会引起峰值的转变。当不存在竞争性生长时, 有序界面的迁移也会引起晶格点阵周期的改变, 例如, 在体心立方合金中, B2反相畴界迁移时, 该界面扫过的区域均会改变一次晶体点阵[23–24]。但对于L12型点阵, 颗粒/有序区域边缘会产生有序退化现象, 即完全有序化的阵点产生逆向无序化, 此时也会引起曲线上的峰值现象。图 3b)为图 3a)的放大图: Ni在Al亚晶格上占位约在时间t=100 000之后达到平衡数值, 不同cAl∶cV下Ni原子在此亚晶格上占位仅呈现出微小的波动。图 3中显示cAl∶cV变化时, Ni在Al亚晶格占位分级明显且具有规律性: 随着Al浓度的增加(V浓度的减小), Ni在Al亚晶格上的占位逐渐减弱。
图 3c)为V原子在Al亚晶格相变全过程原子占位演化图。不同cAl∶cV下, V在Al亚晶格相上的替位演化VAl与NiAl占位演化相似, 同样出现峰值, 但峰值之间存在较大差异, cAl=0.15时峰值最大, cAl=0.17时峰值最小。图 3c)显示t=100 000之后VAl替位演化趋于平衡, 其放大图见图 3d)。图 3d)显示不同cAl∶cV下, 占位数值波动较大, 但波动区间在[0.238, 0.252], 且VAl占位未像NiAl占位一样表现出明显的cAl∶cV依赖特征, 即VAl占位具有无规律性特点。
2.2 Ni-α亚晶格占位分析
图 4为不同cAl∶cV下基于相变过程的Al原子、V原子在Ni-α亚晶格(见图 1b)蓝色点阵(001)面心处)上的原子占位演化全程图。
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图4 不同Al浓度cAl下Ni-Al-V相变过程中Al、V在Ni-α亚晶格占位演化 |
图 4a)为Al在Ni亚晶格的反位占位AlNi随相变过程演化。AlNi占位约在t=50 000之后达到一均衡数值, 在此之前, 不同cAl∶cV下均经历一个峰值与谷值期, 其中, 峰值期以cAl=0.13时最大, 约为0.73, 谷值期出现在占位平衡期之前, 不同cAl∶cV下谷值变化剧烈, 与峰值特征相同, 谷值不具备随cAl∶cV变化而规律性变化的特征。例如, 谷值最低点出现在cAl=0.15时, 约为0.4。图 4b)为AlNi占位演化局部放大图, 不同cAl∶cV下, AlNi经过谷值期后迅速到达平衡值。在随后的相变过程中波动较小。图 4b)中数值结果显示: 随着cAl的逐渐升高(V浓度逐渐减小), AlNi反位占位逐渐增强。这种反位行为随溶质增强的变化特征与B2型金属间化合物中出现的溶质浓度增多反位缺陷变小不同[25]。主要是由于B2型金属间化合物析出为等成分有序化, 溶质与溶剂元素比愈接近1∶1, 则沉淀相愈接近理想结构。而L12沉淀相析出机理为形核-长大机制, 在相变早期, Al浓度处于过饱和状态, 因此析出的L12新相处于Al过饱和态。基于相变遗传效应, A-B-C系统内初始Al浓度越高, 则AlNi反位愈强烈。
图 4c)为V在Ni亚晶格相变全过程中替位占位VNi演化图, 其放大图为图 4d)。图 4d)显示, VNi替位演化约在t=200 000进入平衡期, 此后不同浓度下VNi替位数值存在一定波动, 但总体上波动幅度较小且梯度分级明显。相变结束后, 最终平衡期数值结果显示随着cAl∶cV的逐渐增加, VNi替位逐渐增强。
2.3 第三溶质对L12亚晶格占位影响
为进一步研究三元合金系统中第三溶质元素、双溶质比下A-B-C合金相变后L12有序相中原子占位, 分别对Ni-Al-V、Ni-Al-Cr相变后L12-Ni3Al中亚晶格原子占位进行研究。
图 5为不同双溶质比cAl∶cM(M=V, Cr)下Ni3Al中Ni在Al亚晶格NiAl占位随相变演化全程图。其中, 不同双溶质比下Ni-Al-V、Ni-Al-Cr系统演化曲线均呈现出下降-平衡特点，主要原因为Ni在Al亚晶格为反位占位。不同cAl∶cCr下NiAl演化曲线会出现不同变化特点，例如：图 5b)与图 5c)中NiAl占位出现短暂的平台期, 主要原因为此处存在短暂的过渡相或恰好属于其他结构相(如D022)的Ni亚晶格。图 5中平衡期结果对比表明: 第三组元浓度相同情况下, Cr元素对NiAl的反位促进作用明显更强。此外, Ni-Al-Cr系统中平衡期NiAl数值显示，随cAl∶cCr逐渐增加, NiAl占位逐渐降低, 这与Ni-Al-V系统中NiAl反位占位(见图 3b))变化趋势一致。
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图5 Ni-Al-V与Ni-Al-Cr系统不同双溶质比下L12-Ni3Al中Ni在Al亚晶格占位 |
图 3~4的全程演化图表明, 不同亚晶格上原子占位演化前期易受具体相变路径的影响, 相变过程中各种凝聚态现象的短暂性影响可以通过时间的延长得以消除。为更清晰地对比双溶质占位, 图 6给出了不同双溶质比cAl∶cM(M=V, Cr)下Ni3Al中Cr、V在Al亚晶格上的替位占位结果。图 6中数值结果显示: Cr在Al亚晶格的替位呈现出函数特征, CrAl替位随cAl∶cCr的增加(Cr浓度降低)呈单调下降趋势。此外, 当cAl∶cM小于或等于15∶10时, CrAl替位能力远远高于VAl替位, 即VAl小于CrAl。然而, 图 6中结果进一步表明, 当cAl∶cM大于15∶10时, CrAl与VAl替位对比会产生跳跃性逆转, V在Al亚晶格的占位超过Cr, 出现VAl大于CrAl。这表明, Al亚晶格上替位结构的控制可以通过改变第三组元合金成分来实现, 对于多组元合金点缺陷控制具有积极意义。
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图6 双溶质比下L12-Ni3Al中Cr、V在Al亚晶格占位2.4 Ni-β亚晶格占位分析 |
图 7为同双溶质比cAl∶cM(M=V, Cr)下Ni3Al中Cr, V添加对Al在Ni-β亚晶格(见图 1b)蓝色点阵(010)面心处)上的原子占位影响的演化全程图。图 7中结果显示随cAl∶cM的增加, Al在Ni-β亚晶格上的占位区别逐渐变小, 但cAl∶cM的变化不改变Ni-Al-Cr系统相变后其L12结构中AlNi反位强于Ni-Al-V的特征。图 7中Ni-Al-V、Ni-Al-Cr系统Ni-β亚晶格第三组元占位趋势对比分析见图 8。
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图7 不同Al浓度cAl下Ni-Al-M(M=V, Cr)相变过程中Al在Ni亚晶格占位演化 |
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图8 双溶质比下L12-Ni3Al中Al在Ni-β亚晶格占位 |
图 8中数值结果显示, Ni-β亚晶格上, Ni-Al-Cr系统中CrAl整体呈现出弱的降低趋势; 但Ni-Al-V系统中, VNi整体呈现出明显的单调上升趋势。
图 9为不同双溶质比下L12-Ni3Al中Cr、V在Ni-β亚晶格占位。图 9中数值结果显示, Ni-Al-Cr与Ni-Al-V系统中第三溶质替位占位具有完全相反的变化趋势: Cr在Ni-β亚晶格占位随cAl∶cCr的升高(Cr浓度降低)呈现单调降低状态, V在Ni-β亚晶格占位随cAl∶cV的升高(V浓度降低)呈现出单调上升状态。Ni3V-Ni3Al伪二元系统中, 随着V浓度的降低(Al浓度的增加), 在D022+L12双相区中沉淀平衡杠杆线逐渐右移, L12相体积分数逐渐增多。在经典形核-长大机制下, L12相为先析相, 其形核之前早期的过饱和原子聚集区中可以大量溶解V原子, 在随后的形核-长大、有序化过程中, D022有序相需克服更大的相变阻力才能析出。因此, 在逐渐变小的V浓度下, 却存在更多的V原子溶解在L12相中。
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图9 双溶质比下L12-Ni3Al中Cr、V在Ni-β亚晶格占位 |
此外, 图 9中结果显示, 第三溶质组元相同情况下, Cr占据Ni-β亚晶格能力要远超V, 例如, 在cAl∶cM=17∶9时, CrNi∶VNi约为4∶1。在Ni-Al-Cr系统中, Ni3Cr在双相竞争生长中析出能力弱于Ni3V在双相竞争生长中析出力, 因此较多的Cr原子占据β亚晶格。
3 结论
本文基于微观晶格扩散理论, 通过构建包含双溶质的Ni-Al-V与Ni-Al-Cr 2种三元合金系统, 研究了基于FCC→L12+D022相变路径的L12-Ni3Al相内亚晶格原子占位, 主要结论如下:
1) 相变早期过程中界面迁移、同相/异相竞争生长对L12不同亚晶格上的不同元素占位存在短暂的波动性影响, 表现形式为占位曲线的峰值或谷值, 随后依赖时间的有序化将消除此种波动对原子占位的影响;
2) 对于Ni-Al-V系统, 随着双溶质比cAl∶cV的增加, Ni在Al亚晶格上的NiAl占位逐渐减弱, 与此相反, AlNi反位占位亦随双溶质比的增加而逐渐增强; VAl占位与cAl∶cV双溶质比无关, 不具有溶质浓度依赖性, 但VNi替位占位随溶质比的增加逐渐增强。
3) 对于L12内Al亚晶格, 第三组元浓度M(M=Cr, V)相同情况下, Cr元素对NiAl的反位促进作用总是优于V元素; 当增加cAl∶cM时, Al在Ni-Al-V与Ni-Al-Cr系统中L12内Ni-β亚晶格上的反位占位区别逐渐缩小, 但cAl∶cM的变化不改变Ni-Al-Cr系统相变后其L12结构中AlNi反位强于Ni-Al-V系统的特征。
4) 对于Ni-Al-Cr系统, 相变后L12结构中CrNi替位占位随着cAl∶cCr的增加, 整体呈现降低趋势, 而平衡期NiAl数值表明NiAl占位随双溶质比的增加呈现出单调降低趋势。
5) Ni-Al-Cr与Ni-Al-V系统中第三溶质替位占位具有完全相反的变化趋势, Cr在Ni-β亚晶格占位随cAl∶cCr的升高呈现出单调下降, 而V在Ni-β亚晶格占位随cAl∶cV的升高呈现出单调上升状态; 第三溶质组元相同情况下, Cr占据Ni-β亚晶格能力要远超V。
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图1 无序固溶体及L12的晶胞结构及其投影 |
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图2 三元A-B-C系统相变完成后L12-Ni3Al微观形貌图 |
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图3 不同Al浓度cAl下Ni-Al-V相变过程中Ni、V在Al亚晶格占位演化 |
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图4 不同Al浓度cAl下Ni-Al-V相变过程中Al、V在Ni-α亚晶格占位演化 |
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图5 Ni-Al-V与Ni-Al-Cr系统不同双溶质比下L12-Ni3Al中Ni在Al亚晶格占位 |
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图6 双溶质比下L12-Ni3Al中Cr、V在Al亚晶格占位2.4 Ni-β亚晶格占位分析 |
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图7 不同Al浓度cAl下Ni-Al-M(M=V, Cr)相变过程中Al在Ni亚晶格占位演化 |
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图8 双溶质比下L12-Ni3Al中Al在Ni-β亚晶格占位 |
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图9 双溶质比下L12-Ni3Al中Cr、V在Ni-β亚晶格占位 |
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