Известия РАН. Серия физическая, 2019, T. 83, № 7, стр. 927-929
Фазовая диаграмма сплавов Fе–Al: исследование из первых принципов
М. В. Матюнина 1, *, В. В. Соколовский 1, 2, М. А. Загребин 1, 2, О. О. Павлухина 1, В. Д. Бучельников 1, 2
1 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования
“Челябинский государственный университет”
Челябинск, Россия
2 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования
“Национальный исследовательский технологический университет “МИСиС”
Москва, Россия
* E-mail: matunins.fam@mail.ru
Поступила в редакцию 07.09.2018
После доработки 31.01.2019
Принята к публикации 27.03.2019
Аннотация
В работе из первых принципов проведены исследования структурных и магнитных свойств кристаллических фаз A2, D03 и B2 сплавов Fe100 – xAlx (0 ≤ x ≤ 43.75 ат. %). Построена структурная фазовая диаграмма сплавов Fe100– xAlx. Показано, что в области концентрации x = 3.125–40.625 ат. % выгодной является фаза D03, что качественно согласуется с экспериментальной фазовой диаграммой [1].
Функциональные сплавы на основе Fe–Al являются перспективными материалами для промышленного применения благодаря сочетанию таких уникальных качеств как высокая прочность, коррозионная стойкость, низкая плотность и низкая стоимость [2, 3]. Однако применение сплавов Fe–Al ограничено их низкой вязкостью разрушения и пластичностью при температуре окружающей среды, а также низкой прочностью при температуре выше 600°С [4, 5]. Исследования, проведенные в работе [6] демонстрируют положительное влияние очень малых добавок Li и Ni на механические свойства Fe72Al28. Было показано, что добавка Li приводит к повышению пластичности соединения Fe3Al не только при растяжении, но и в условиях сжатия [6].
В данной работе проведено исследование структурных и магнитных свойств сплавов Fe100 – xAlx (0 ≤ x ≤ 43.75 ат. %) для кристаллических фаз A2, D03 и B2 из первых принципов. На эксперименте наблюдаются три кубические фазы: A2 – неупорядоченная структура типа α-Fe, D03 – частично или полностью упорядоченная структура типа BiF3 и B2 – частично или полностью упорядоченная структура типа CsCl [1].
Расчеты выполнены в рамках теории функционала плотности, реализованной в программном пакете VASP (Vienna Ab-initio Simulation Package) [7, 8]. Вычисления проводились с учетом приближения обобщeнного градиента в формулировке Пердью, Бурка и Эрнзерхофа [9]. Моделирование кристаллических структур выполнено с помощью подхода 32-х атомных суперячеек с учетом соответствующих групп симметрии: A2 – Im-3m (#229), D03 – Fm-3m (#225) и B2 – Pm-3m (#221). Концентрационные зависимости задавались путем замещения атомов одного сорта другим, при этом замена одного атома соответствует изменению концентрации на 3.125 ат. %. Вычисления проводились при нулевой температуре (T = 0 К).
На первом этапе расчетов была выполнена геометрическая оптимизация исследуемых кристаллических фаз A2, D03 и B2 сплавов Fe100– xAlx. Для каждой из исследуемых фаз была вычислена энергия основного состояния E0 и равновесные параметры решеток a0 (соответствующие значению E0). На рис. 1 представлена зависимость атомных объемов исследуемых фаз A2, D03 и B2 от концентрации алюминия в сплавах, где $V_{{{\text{а т }}}}^{{{\text{ф а з ы }}}}$ = Vя/N (Vя= $a_{0}^{{\text{3}}}$ – объем элементарной кубической ячейки, N – число атомов в элементарной ячейке, NA2,B2 = 2, ${{N}_{{{\text{D}}{{0}_{3}}}}}$ = 16). Как видно из рис. 1, в области концентрации Al x = 0–15 ат. % атомный объем фаз A2 и D03 линейно увеличивается с ростом концентрации, при этом значения объема для данных двух фаз мало различимы. В области содержания Al x > 15 ат. % для решетки A2 значение атомного объема продолжает линейно увеличиваться, в то время как для фаз D03 и B2 данный параметр мало изменяется. Такое поведение может быть связано с увеличением степени упорядоченности в кристаллических структурах D03 и B2 с увеличением количества атомов Al в рассматриваемых фазах, в отличие от фазы A2.
Величина полного магнитного момента для каждой кубической фазы уменьшается с увеличением содержания Al в сплавах Fe100– xAlx. Данное поведение обусловлено увеличением концентрации немагнитных атомов Al.
В работе также вычислены плотности электронных состояний для сплавов Fe78.125Al21.875 и Fe75Al25. Анализ полных и частичных плотностей электронных состояний сплавов Fe78.125Al21.875 и Fe75Al25 показывает, что наличие структурного беспорядка приводит к изменению плотностей электронных состояний вблизи уровня Ферми. Значения спиновой поляризации, рассчитанной по формуле
Согласно полученной фазовой диаграмме (рис. 2) фаза A2 устойчива при 0 < x < 3 ат. %. Фаза D03 является устойчивой в области содержания Al 3 < x < 45 ат. %. Из эксперимента [10] следует, что область существования фазы D03 при низких температурах расширяется. Например, при температуре 400°C D03 существует в области 20 < x < 30 ат. %, а при температуре 300°C в области 15 < x < 30 ат. %, что позволяет сделать вывод о качественном согласии теоретической и экспериментальной фазовых диаграмм. Из рис. 2 следует, что в области (x < 15 ат. %) наблюдается один фазовый переход A2 → D03. В области (x ≥ 15 ат. %) возможна следующая последовательность фазовых переходов: A2 → B2 → D03,наблюдаемая экспериментально в диапазоне концентрации x = 22–35 ат. % при температурах ниже 600°C [1, 10].
Таким образом, в работе из первых принципов проведено исследование кристаллических фаз A2, B2 и D03 сплавов Fe100 – xAlx в широком диапазоне концентраций. Найдено, что равновесные параметры решетки исследуемых фаз увеличиваются с ростом концентрации, в то время как полный магнитный момент демонстрирует убывающее поведение. Построенная на основании сравнения энергий основного состояния E0 структурная фазовая диаграмма показывает следующую последовательность переходов: A2 → D03 при x < 15 ат. % и A2 → B2 → D03 при x ≥ 15 ат. %. Полученные результаты находятся в качественном согласии с экспериментальными данными.
Работа выполнена при поддержке гранта № 18-12-00283 Российского научного фонда.
Список литературы
Kubaschewski O. Iron – Binary Phase Diagrams. Berlin: Springer-Verlag Berlin Heidelberg GmbH, 1982. 185 p.
Knibloe J.R., Wright R.N., Trybus C.L., Sikka V.K. // J. Mat. Sci. 1993. V. 28. P. 2040.
Johnson M., Mikkola D.E., March P.A. Wright R.N. // Wear. 1990. V. 140. № 2. P. 279.
Pang X.L., Xing D., Zhang A. et al. // Intern. J. Mater. Res. 2010. V. 101. P. 865.
Liu C.T., McKamey C.G., Lee E.H. // Scr. Metallurg. Mat. 1990. V. 24. P. 385.
Rosas G., Esparza R.G., Bedolla -Jacuinde A., Pérez R. // J. Mater. Engin. Perform. 2009. V. 18. P. 57.
Kresse G., Furthmüller J. // Phys. Rev. B. 1996. V. 54. P. 11169.
Kresse G., Joubert D. // Phys. Rev. B. 1999. V. 59. P. 1758.
Perdew J.P., Burke K., Ernzerhof M. // Phys. Rev. Lett. 1996. V. 77. P. 3865.
Ikeda O., Ohnuma I., Kainuma R., Ishida K. // Intermetallics. 2001. V. 9. P. 755.
Дополнительные материалы отсутствуют.
Инструменты
Известия РАН. Серия физическая