ЖЭТФ, 2023, том 163, вып. 4, стр. 537-544

МОЛЕКУЛЯРНО-ДИНАМИЧЕСКОЕ ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ

ОРИЕНТАЦИИ МЕЖФАЗНОЙ ГРАНИЦЫ НА ИНТЕНСИВНОСТЬ

РАСТВОРЕНИЯ ТИТАНА В КРИСТАЛЛИЧЕСКОМ И

АМОРФНОМ АЛЮМИНИИ

Г. М. Полетаев^a*, Ю. В. Бебихов^b, А. С. Семенов^b, А. А. Ситников^a

^a Алтайский государственный технический университет им. И. И. Ползунова

656038, Барнаул, Россия

^b Политехнический институт Северо-Восточного федерального университета им. М. К. Аммосова

678170, Мирный, Россия

Поступила в редакцию 3 ноября 2022 г.,

после переработки 2 декабря 2022 г.

Принята к публикации 19 декабря 2022 г.

Методом молекулярной динамики проведено исследование влияния ориентации межфазной границы на

интенсивность растворения титана в кристаллическом и аморфном алюминии. Рассматривались четыре

ориентации границы раздела Ti - Al относительно решеток Ti (ГПУ) и Al (ГЦК): 1) (0001):(111), 2)

(0001):(001), 3) (1010):(111), 4) (1011):(001). Выяснено, что ориентация межфазной границы оказывает

влияние на интенсивность растворения титана в алюминии и увеличивается для принятых обозначений в

порядке 1-2-3-4. Важным явлением в данном случае оказалось образование на начальном этапе тонкого

(толщиной в 2-3 атомные плоскости) кристаллического слоя в алюминии, повторяющего кристалличе-

скую решетку титана, за которым при температуре ниже температуры плавления алюминия формирова-

лась граница зерен, параллельная межфазной границе. При температурах выше температуры плавления

алюминия данный кристаллический слой сохранялся, но его толщина постепенно уменьшалась по мере

увеличения температуры. При рассмотрении алюминия в аморфном состоянии при температурах ниже

температуры его плавления растворение титана происходило почти с той же интенсивностью, что и при

кристаллическом состоянии алюминия. Это было связано с образованием во всех случаях на межфазной

границе аналогичного кристаллического слоя в алюминии.

DOI: 10.31857/S0044451023040119

таллидов лежит диффузионный процесс, которой

EDN: MCEOSD

в подобных системах имеет сложный и многофак-

торный характер. В диффузионной зоне на границе

Ti и Al, например, в процессе высокотемпературно-

1. ВВЕДЕНИЕ

го синтеза могут присутствовать одновременно как

Интерметаллические соединения системы Ti - Al

твердые упорядоченные и разупорядоченные фазы,

и сплавы на их основе обладают сочетанием та-

так и жидкие смеси с различным содержанием ком-

ких свойств, как высокий предел текучести при

понентов [6-9]. Знание диффузионной кинетики, ха-

повышенных температурах и хорошая стойкость к

рактеристик и механизмов диффузии в металличе-

окислению и коррозии одновременно с относитель-

ских системах, в частности в системе Ti - Al, необ-

но низкой плотностью, что делает их перспектив-

ходимо для более детального понимания процессов,

ными для использования в качестве высокотемпе-

происходящих при высокотемпературном синтезе, а

ратурных конструкционных материалов, в частно-

также имеет большое значение для всей области ис-

сти, для аэрокосмической и автомобильной отрас-

следования и создания интерметаллидов и бинар-

лей [1-5]. В основе технологии получения интерме-

ных сплавов.

Ранее в работе [10] с помощью метода молекуляр-

^* E-mail: gmpoletaev@mail.ru

ной динамики нами было проведено исследование

537

ЖЭТФ, вып. 4

Г. М. Полетаев, Ю. В. Бебихов, А. С. Семенов и др.

ЖЭТФ, том 163, вып. 4, 2023

самодиффузии отдельно атомов Ti и Al в жидких и

2. ОПИСАНИЕ МОДЕЛИ

твердых сплавах системы Ti -Al, а в работе [11] —

Для описания межатомных взаимодействий в си-

влияния ориентации межфазной границы Ti - Al на

стеме Ti - Al использовались EAM-потенциалы Зо-

интенсивность взаимной диффузии при твердом и

упа и Мишина [15]. При их создании авторы [15]

жидком состояниях алюминия. В [11] для различ-

опирались на экспериментальные данные и резуль-

ных ориентаций были построены кривые распреде-

таты ab initio-расчетов относительно различных

ления концентрации титана в области межфазной

свойств и структуры металлов Ti, Al и интерме-

границы, с помощью которых был сделан вывод о

таллидов Ti₃Al и TiAl. Данные потенциалы хоро-

более интенсивном проникновении атомов алюми-

шо зарекомендовали себя при проведении различ-

ния в кристаллическую решетку титана при ориен-

ных исследований и прошли успешную апробацию

тации границы вдоль плоскости (0001) относитель-

по широкому спектру механических и структурно-

но ГПУ-решетки титана по сравнению с ориентаци-

энергетических свойств интерметаллидов и спла-

ями (1010) и (1011). В [11] было также отмечено,

вов системы Ti -Al [10-17]. В частности, использу-

что диффузия атомов титана в жидком алюминии

емые нами потенциалы показывают хорошее согла-

ожидаемо не зависела от ориентации границы. Вме-

сие с экспериментальными данными по температуре

сте с тем, в работе [11] нами был упущен третий

плавления Ti и Al: в нашей модели они получились

важный аспект процесса растворения титана в алю-

равными соответственно 1995 и 990 К (справочные

минии помимо указанных выше двух — интенсив-

значения: 1943 и 933 К) [11].

ность отрыва атомов титана на самой границе и их

увлечение в фазу алюминия. Кроме того, в преды-

Расчетные ячейки в молекулярно-динамической

модели в настоящей работе содержали около 120 ты-

дущей работе [11] при исследовании взаимной диф-

фузии ниже температуры плавления алюминия на-

сяч атомов и имели вид прямоугольных параллеле-

пипедов (рис. 1). Межфазная граница создавалась в

ми был рассмотрен алюминий только в кристалли-

ческом состоянии, тогда как новые эксперименталь-

центре расчетной ячейки вдоль плоскости yz. Вдоль

осей y и z имитировалось бесконечное повторение

ные данные свидетельствуют о возможном сниже-

ячейки, т. е. были наложены периодические гранич-

нии температуры воспламенения при высокотемпе-

ратурном синтезе за счет наличия в исходной сме-

ные условия. Размеры вдоль данных осей подбира-

лись таким образом, чтобы они были кратны с мини-

си алюминия в сильно деформированном или даже

аморфном состоянии [12-14]. Например, в результа-

мально возможным отклонением периодам повторя-

емости одновременно кристаллических решеток Ti и

те предварительной механоактивационной обработ-

ки, которая в настоящее время является одним из

Al. При этом учитывалось также неодинаковое теп-

ловое расширение металлов для каждой конкретной

перспективных методов подготовки смеси до основ-

ной реакции синтеза [12-14], формируются так на-

температуры, при которой проводилось моделирова-

ние.

зываемые механокомпозиты, представляющие собой

матрицу из более пластичного компонента (алюми-

В предыдущей работе [11] при использовании

ния), в объеме которой находятся наноразмерные

аналогичной модели на торцы ячейки вдоль оси

частицы более хрупкого компонента смеси (напри-

x были наложены жесткие граничные условия,

мер, титана) [13, 14]. Такая система характеризует-

т. е. структура на данных границах была зафикси-

ся высокой степенью неравновесности из-за высо-

рованной. Это было сделано для фиксации ориента-

кой концентрации дефектов, поверхностей раздела,

ции кристаллических решеток титана и алюминия в

внутренних напряжений, а также наличия аморф-

процессе всего моделирования. Однако это же при-

ной фазы. Отмечается, что начало реакции горения

водило к фиксированному объему всей расчетной

в такой неравновесной системе начинается при тем-

ячейки. Расширение ячейки, связанное как с нагре-

пературах, существенно ниже температуры плавле-

вом металлов, так и с плавлением алюминия, учи-

ния алюминия [13, 14].

тывалось при изначальном задании размеров рас-

Настоящая работа посвящена исследованию с по-

четной ячейки, однако оно не могло изменяться в

мощью молекулярно-динамического моделирования

процессе моделирования, что вносило некоторую по-

грешность в результаты.

влияния ориентации межфазной границы на интен-

сивность растворения титана в кристаллическом и

В настоящей работе мы оставили жесткие гра-

аморфном алюминии. В последнем случае рассмат-

ничные условия только со стороны титана для удер-

ривались температуры ниже и выше температуры

жания заданной ориентации его кристаллической

плавления алюминия.

структуры в течение моделирования, но со сторо-

538

ЖЭТФ, том 163, вып. 4, 2023

Молекулярно-динамическое исследование. . .

После создания расчетной ячейки с заданной

ориентацией проводилась релаксация структуры

при начальной температуре 0 К до достижения ста-

бильного положения атомов на межфазной границе.

В течение релаксации происходило небольшое по-

вышение температуры. На заключительной стадии

подготовки расчетной ячейки она вновь охлажда-

лась до минимальной температуры, близкой к 0 К.

Температура в компьютерных экспериментах за-

давалась через начальные скорости атомов соглас-

но распределению Максвелла. Моделирование вза-

имной диффузии проводилось при постоянной тем-

пературе, значение которой варьировалось от 500

до 1700 К. Для сохранения температуры постоянной

использовался термостат Нозе - Гувера. Шаг инте-

Рис. 1. Расчетная ячейка с ориентацией межфазной грани-

грирования по времени в методе молекулярной ди-

цы (0001):(001) до релаксации и задания температуры (се-

рые атомы на левом торце ячейки оставались неподвиж-

намики был равен 2 фс.

ными в процессе моделирования)

3. РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

При проведении релаксации после создания рас-

четных ячеек была замечена важная особенность

формирования структуры вблизи межфазной гра-

ницы Ti - Al. Из-за несовпадения кристаллических

структур Ti и Al несовершенства решетки, обуслов-

ленные этим несовпадением, формировались не на

самой границе раздела фаз, а на небольшом рассто-

янии от нее (как правило, в несколько межатомных

Рис. 2. Рассматриваемые в работе ориентации межфаз-

расстояний) в виде границы зерен в алюминии, па-

ной границы относительно кристаллической ГПУ-решетки

раллельной межфазной границе (рис. 3а). Сама же

Ti (а) и ГЦК-решетки Al (б)

межфазная граница дефектов, как правило, не со-

держала и «выталкивала» их в границу зерен в алю-

ны алюминия использовали свободные (открытые)

минии. Очевидно, что данное поведение обусловлено

условия, которые позволяли расчетной ячейке сво-

более крепкими связями атомов Ti и Al по сравне-

бодно изменять объем (рис. 1). Похожие граничные

нию со связями Al - Al. Введение дополнительных

условия использовались нами при моделировании

дефектов в межфазную границу, например, вакан-

скольжения дислокаций в [18, 19].

сий в связи с описанным выше явлением не приводи-

Рассматривались четыре ориентации границы

ло к существенному влиянию на процесс взаимной

раздела Ti - Al относительно кристаллических ре-

диффузии. Они еще в начале моделирования поки-

шеток Ti (ГПУ) и Al (ГЦК): 1) (0001):(111), 2)

дали межфазную границу и мигрировали в сторону

(0001):(001), 3) (1010):(111), 4) (1011):(001) (рис. 2).

границы зерен в алюминии.

При исследовании диффузии в условиях аморфно-

В некоторых случаях граница зерен в алюминии

го состояния алюминия рассматривались, соответ-

могла мигрировать за пределы расчетной ячейки с

ственно, три ориентации границы относительно ре-

выходом на свободную поверхность (правый край

шетки титана: (0001), (1010), (1011).

ячейки на рис. 1). В этом случае ориентация кри-

Аморфный алюминий создавался путем нагре-

сталлической решетки алюминия изменялась и уже

вания до температуры, значительно превышающей

не соответствовала заданной вначале.

температуру плавления. После разрушения кри-

С повышением температуры дефектная область,

сталлической структуры проводилось резкое охла-

представляющая собой границу зерен, расширялась,

ждение, в течение которого не успевала произойти

кристаллическая структура в этой области разру-

кристаллизация. Положение атомов Ti в расчетной

шалась еще до температуры плавления алюминия,

ячейке при проведении этой процедуры оставалось

что приводило к формированию аморфного слоя,

зафиксированным.

параллельного межфазной границе (рис. 3б). Дан-

539

Г. М. Полетаев, Ю. В. Бебихов, А. С. Семенов и др.

ЖЭТФ, том 163, вып. 4, 2023

ном этапе взаимной диффузии) на две-три атом-

ные плоскости в глубь алюминия. Как уже говори-

лось выше, это объясняется тем, что энергия свя-

зи Ti - Al больше энергии связи Al - Al, вследствие

чего, в частности, температуры плавления интер-

металлидов системы Ti - Al превышают температу-

ру плавления алюминия. Поэтому атомы Al вбли-

зи границы раздела фаз находятся в более глубо-

ких потенциальных ямах, чем в объеме алюминия.

В связи с этим для разрушения кристаллического

слоя в алюминии возле межфазной границы необ-

ходимы большие температуры, чем для плавления

алюминия. Из-за этого отрыв атомов Ti и увлече-

ние их в жидкий алюминий, очевидно, усложняется

и происходит не так быстро, как это было бы при

непосредственном контакте титана с жидкой фазой.

Несмотря на описанный выше феномен, вза-

имная диффузия на границе Ti - Al при твердо-

жидкофазном контакте происходила значительно

интенсивнее, чем при твердофазном контакте. В

данном случае наблюдалось более существенное

преобладание диффузии атомов Ti в глубь жидкого

Al по сравнению с диффузией атомов Al в кристал-

лический Ti, что объясняется, в первую очередь, от-

личием агрегатных состояний Ti и Al.

При моделировании аморфного алюминия при

температурах ниже температуры плавления атом-

ная структура вблизи межфазной границы была

аналогична той, что изображена на рис. 3в, т. е. в

Рис. 3. Особенности структуры межфазной границы при

этом случае также наблюдалось формирование кри-

различных температурах: a — формирование в Al гра-

сталлического слоя вблизи межфазной границы со

ницы зерен, параллельной межфазной границе (ориента-

стороны алюминия, который играл важную роль в

ция (1011):(100), температура 500 К); б — формирование

аморфного слоя на месте границы зерен при повышении

процессе растворения титана. В некоторых случа-

температуры (та же ориентация (1011):(100), температура

ях при температурах ниже температуры плавления

800 К); в — формирование кристаллической структуры в

алюминия наблюдалась гетерогенная кристаллиза-

Al вблизи межфазной границы при температуре выше тем-

ция изначально аморфного алюминия. Фронт кри-

пературы плавления алюминия (ориентация (0001):(100),

сталлизации в этом случае начинался, как правило,

температура 1050 К)

от межфазной границы.

На рис. 4 изображены графики концентрации ти-

ное явление было неодинаковым для разных ориен-

тана в расчетных ячейках после проведения модели-

таций: формирование и границы зерен, и аморфно-

рования при температурах ниже и выше темпера-

го слоя при температурах, близких к температуре

туры плавления алюминия. Кривые распределения

плавления алюминия, в большей степени проявля-

концентрации атомов Ti в расчетной ячейке стро-

лось и влияло на процесс взаимной диффузии при

ились путем анализа концентрации в слое толщи-

ориентациях (1010):(111) и (1011):(001) и почти не

ной 3Å при перемещении этого слоя на 1Å вдоль

наблюдалось для ориентации (0001):(111).

оси x. Для сравнительного анализа кривых они бы-

Вблизи самой межфазной границы структура

ли наложены друг на друга таким образом, чтобы

алюминия, напротив, оставалась в кристаллическом

пересекаться в точке концентрации 50%, которая со-

состоянии даже после температуры плавления, по-

ответствует условному среднему положению меж-

вторяя в точности решетку титана (рис. 3в). Таким

фазной границы. Левая часть на графиках — это

образом, граница раздела твердой и жидкой фаз

область, соответствующая диффузии в титане, пра-

оказывалась смещена (по крайней мере, на началь-

вая — диффузии в алюминии. Наклон кривой ха-

540

ЖЭТФ, том 163, вып. 4, 2023

Молекулярно-динамическое исследование. . .

ется высокой схожестью атомных плоскостей (0001)

в Ti и (111) в Al (расстояния между ближайшими

атомами в этих плоскостях очень близки для обо-

их металлов: соответственно 2.951 и 2.864Å при аб-

солютном нуле, при нагреве эта разница еще более

сокращается).

Интенсивнее диффузия протекала в области Al

(правая часть на рис. 4а) — атомы Ti проникали

глубже в Al по сравнению с проникновением ато-

мов Al в решетку Ti (левая часть). Наличие грани-

цы зерен в Al, параллельной межфазной границе,

о которой говорилось выше, значительно облегчало

процесс диффузии до температуры плавления алю-

миния. Диффузия в области границы зерен проис-

ходила интенсивнее, чем в кристаллической решет-

ке — это видно по подъему кривых (особенно для

ориентаций 3 и 4) в месте, где находилась граница.

Граница зерен играла также важную роль и в

диффузии атомов Al в решетку Ti (левая часть), яв-

ляясь своего рода «поставщиком» вакансий в эту об-

ласть. Таким образом, на этапе твердофазного кон-

такта Ti - Al на интенсивность взаимной диффузии

в первую очередь влияет наличие границы зерен в

Al, которая образуется в результате несоответствия

решеток Ti и Al.

Рис. 4. Распределение концентрации атомов Ti в расчет-

При рассмотрении алюминия в аморфном состо-

ных ячейках после моделирования в течение: а) 3000 пс

янии при температуре 900 К существенного отличия

при температуре 900 К; б) 2000 пс при температуре 1200 К.

от соответствующих ориентаций при его кристал-

Цифрами на рисунке обозначены рассматриваемые ори-

лическом состоянии замечено не было. Все дело в

ентации межфазной границы:

— (0001):(111),

—

том, что вблизи межфазной границы, независимо от

(0001):(001), 3 — (1010):(111), 4 — (1011):(001). Цифрами

начальной структуры Al, формируется своя атом-

со штрихами обозначены межфазные границы с аморф-

ным алюминием

ная структура: тонкий кристаллический слой в 2-3

атомные плоскости в Al, повторяющий решетку Ti,

рактеризует интенсивность диффузии: чем положе

затем следует дефектный слой, представляющий со-

кривая, тем диффузия протекает более интенсивно.

бой либо границу зерен (рис. 3а), либо аморфную

На рис. 4а изображены концентрационные кри-

фазу (рис. 3б,в). Следует подчеркнуть, что этот ре-

вые, полученные для всех рассматриваемых ориен-

зультат получен в условиях использования термо-

таций межфазной границы после моделирования в

стата.

течение 3000 пс при температуре 900 К. В первую

Таким образом, снижение температуры воспла-

очередь, следует заметить, что интенсивность вза-

менения реакции высокотемпературного синтеза в

имной диффузии зависит от ориентации межфазной

случае наличия аморфной фазы алюминия, по всей

границы: для ориентации 1 она минимальна, а для

видимости, связано не с более высокой диффузией в

ориентаций 3 и особенно для 4 — наибольшая. Это

этом случае, а с дополнительным высвобождением

же относится и к вариантам с аморфным алюмини-

энергии в результате кристаллизации алюминия.

ем (1’, 3’, 4’ ). В данном случае, т. е. до температуры

При температуре 1200 К растворение титана за-

плавления алюминия, наиболее важным явлением,

метно быстрее происходило при ориентациях 3 и

влияющим на интенсивность диффузии, оказалась

4 (рис. 4б). Начальная ориентация решетки Al по-

степень сопряженности атомных структур титана и

сле плавления алюминия не имела значение, поэто-

алюминия на межфазной границе. Действительно,

му, как видно на рисунке, кривые для ориентаций

для ориентации (0001):(111), на что обращали вни-

1 и 2 практически совпадают. Полученные концен-

мание также авторы работы [20], характерна наи-

трационные кривые качественно похожи на те, ко-

большая степень сопряженности, что обуславлива-

торые получают для данной системы эксперимен-

541

Г. М. Полетаев, Ю. В. Бебихов, А. С. Семенов и др.

ЖЭТФ, том 163, вып. 4, 2023

тально [8]. В области жидкого алюминия, очевидно,

Эйнштейна, в данном случае имеет ряд недостатков,

интенсивность диффузии не зависит от ориентации

связанных преимущественно с выделением диффу-

межфазной границы (при условии примерно равной

зии Ti в области межфазной границы, определени-

концентрации атомов Ti в фазе Al) — в правой части

ем эффективной ширины границы и отбрасыванием

в связи с этим наклон кривых на рис. 4б одинаков.

таких факторов, как миграция атомов Ti в фазе Al

Однако ближе к межфазной границе их наклон и

(которая в случае жидкого Al гораздо интенсивнее,

положение различаются: для ориентации 4 кривая

чем на границе), смещения атомов Ti, вызванные не

находится выше остальных, что связано с более ин-

диффузией, а искажением кристаллической решет-

тенсивным растворением титана в данном случае.

ки вследствие диффузии или наличия дополнитель-

Далее по интенсивности растворения идет ориента-

ных дефектов.

ция 3, и затем вместе ориентации 1 и 2.

Удельное количество растворенных атомов Ti

Изменение характера кривой с пологого на более

рассчитывалось как отношение разности числа рас-

крутой в середине графика соответствует границе

творенных атомов Ti в начале и конце компьютерно-

жидкой и кристаллической фаз. Диффузия в этой

го эксперимента ΔN к площади межфазной грани-

области протекает заметно медленнее, что отража-

цы S. Растворенным атом Ti считался в том случае,

ется на угле наклона кривой. Следует заметить, что

если количество атомов Al в его ближайшем окру-

эта область начинается заметно раньше концентра-

жении, в пределах радиуса 3.7Å, превышало 50%.

ции 50%, что связано с описанным выше феноме-

Величина ΔN/S относительная, однако более пока-

ном образования кристаллического слоя в алюми-

зательная, чем коэффициент диффузии, и по срав-

нии вблизи межфазной границы.

нению с ним в нашем случае включает меньше по-

В левой части, характеризующей проникновение

сторонних факторов.

атомов Al в кристаллический Ti и интенсивность

На рис. 5 изображены температурные зависи-

протекания взаимной диффузии в нем, для рассмат-

мости удельного количества растворенных атомов

риваемых ориентаций результат отличается от по-

Ti для всех рассмотренных ориентаций межфазной

лученного при температуре 900 К (рис. 4а). Быстрее

границы. Для каждой температуры, которая удер-

всего при температуре 1200 К диффузия атомов Al

живалась с помощью термостата Нозе - Гувера по-

в глубь Ti протекала при ориентации межфазной

стоянной в течение моделирования, измерение вели-

границы (0001) (1 и 2 на рис. 4б). Но одновременно

чины ΔN/S проводилось после компьютерного экс-

с этим отрыв атомов Ti и увлечение их в фазу Al

перимента в течение 500 пс. На рис. 5 хорошо видно

интенсивнее происходил при ориентациях (1010) и

различие скорости растворения при разных ориен-

(1011) (3 и 4 на рис. 4б ).

тациях межфазной границы, которое для принятых

Похожая анизотропия отмечается, например,

обозначений располагается при всех температурах

для скорости движения фронта гетерогенной

в порядке 1-2-3-4, что согласуется с приведенными

кристаллизации в металлах [21-24]: фронт кри-

выше концентрационными кривыми (рис. 4). После

сталлизации с относительно более

«рыхлой»

температуры плавления алюминия (990 К в данной

ориентацией (100) ГЦК-решетки движется в 1.3-1.5

модели) скорость растворения с ростом температу-

раза быстрее, чем фронт, имеющей ориентацию,

ры резко изменяется для всех ориентаций. При этом

соответствующую наиболее плотной упаковке

после плавления алюминия для ориентаций 1 и 2

(111). Данная анизотропия обусловлена тем, что

(с одной и той же ориентацией межфазной грани-

вблизи границы раздела разных металлов при

цы относительно кристаллической решетки титана)

твердо-жидкофазном контакте, как и на границе

графики объединяются в один, но не сразу, а толь-

кристалл - жидкость одного металла, определяю-

ко при температуре примерно выше 1150 К. По всей

щую роль играет разность свободных энергий атома

видимости, в данном случае на формирование кри-

вблизи границы в жидкой фазе и «встроенного» в

сталлического слоя в алюминии (как, например, на

границу кристаллической фазы.

рис. 3в) оказывает влияние начальная ориентация

В дополнение к концентрационным кривым для

его кристаллической решетки.

анализа влияния ориентации межфазной границы

В случаях, когда до температуры плавления

на интенсивность растворения титана в алюми-

алюминий находился в аморфном состоянии, как

нии использовалась специальная характеристика —

и отмечалось ранее, значительных отличий от ва-

удельное количество растворенных атомов Ti. Ис-

риантов с кристаллическим состоянием не наблю-

пользование коэффициента диффузии атомов Ti,

далось — кривые 1’, 3’, 4’ на рис. 5 располагаются

рассчитанного с помощью классического уравнения

немногим выше кривых, соответствующих тем же

542

ЖЭТФ, том 163, вып. 4, 2023

Молекулярно-динамическое исследование. . .

лись, соответственно, три ориентации границы от-

носительно решетки титана: (0001), (1010), (1011).

Температура в процессе одного компьютерного экс-

перимента оставалась постоянной.

Выяснено, что ориентация межфазной границы

оказывает влияние на интенсивность растворения

титана в алюминии и для принятых обозначений

увеличивается в порядке 1-2-3-4. Важным явлени-

ем в данном случае оказалось образование на на-

чальном этапе растворения тонкого (толщиной в

2-3 атомные плоскости) кристаллического слоя в

алюминии, повторяющего кристаллическую решет-

ку титана, за которым при температуре ниже тем-

пературы плавления алюминия формировалась гра-

Рис. 5. Температурные зависимости удельного количе-

ница зерен, параллельная межфазной границе. Де-

ства растворенных атомов Ti для всех рассмотренных

фекты с межфазной границы, в том числе дисло-

ориентаций межфазной границы: 1 — (0001):(111), 2 —

кации несоответствия, «выталкивались» на данную

(0001):(001), 3 — (1010):(111), 4 — (1011):(001). Цифрами

границу зерен. При температурах выше температу-

со штрихами обозначены межфазные границы с аморф-

ры плавления алюминия кристаллический слой в

ным алюминием (штриховые линии)

нем вблизи межфазной границы сохранялся, но его

ориентациям относительно титана, но при кристал-

толщина постепенно уменьшалась с ростом темпе-

лическом состоянии алюминия (1, 3 и 4 на рис. 5).

ратуры. Границы зерен или границы раздела кри-

Ранее уже говорилось, этот, на первый взгляд,

сталлического слоя и аморфной фазы служили ис-

необычный результат объясняется образованием во

точниками вакансий, за счет миграции которых пре-

всех случаях, независимо от начальной структуры

имущественно осуществлялась взаимная диффузия

алюминия, тонкого (толщиной в 2-3 атомные плос-

в области межфазной границы на начальном этапе

кости) кристаллического слоя в алюминии, повторя-

растворения.

ющего кристаллическую структуру решетки титана.

При рассмотрении алюминия в аморфном состо-

Дефекты, в том числе дислокации несоответствия,

янии до температуры ниже его температуры плав-

располагаются преимущественно не на самой гра-

ления растворение титана при одной и той же по-

нице раздела фаз, а в алюминии, после этого слоя,

стоянной температуре происходило почти с той же

где либо располагается граница зерен, параллель-

интенсивностью, что и при кристаллическом состо-

ная межфазной границе, либо аморфная фаза. Гра-

янии алюминия. Это было связано с образованием

ницы зерен или границы раздела кристаллического

во всех случаях на межфазной границе независи-

слоя и аморфной фазы, в свою очередь, служат ис-

мо от начальной структуры алюминия аналогично-

точниками вакансий, за счет миграции которых пре-

го кристаллического слоя в алюминии. Таким об-

имущественно осуществляется взаимная диффузия

разом, снижение температуры воспламенения реак-

в области межфазной границы на начальном этапе

ции высокотемпературного синтеза в случае нали-

растворения.

чия аморфной фазы алюминия, по всей видимости,

связано не с более высокой диффузией в этом слу-

4. ЗАКЛЮЧЕНИЕ

чае из-за повышенного свободного объема в ней, а с

Методом молекулярной динамики проведено ис-

дополнительным высвобождением энергии в резуль-

следование влияния ориентации межфазной гра-

тате кристаллизации алюминия.

ницы Ti - Al на интенсивность растворения ти-

Финансирование. Работа Полетаева Г. М. и

тана в кристаллическом и аморфном алюминии,

Ситникова А. А. (постановка задачи, разработ-

в последнем случае

— при температурах ниже

ка модели, редактирование финальной версии

и выше температуры плавления алюминия. Рас-

статьи) поддержана Министерством науки и выс-

сматривались четыре ориентации границы раздела

шего образования Российской Федерации (грант

Ti - Al относительно решеток Ti (ГПУ) и Al (ГЦК):

FZMM-2023-0003); Бебихова Ю. В. и Семенова А. С.

(0001):(111),

(0001):(001),

3) (1010):(111), 4)

(проведение компьютерных экспериментов, полу-

(1011):(001). При исследовании диффузии в усло-

чение и интерпретация результатов) — Российским

виях аморфного состояния алюминия рассматрива-

Научным Фондом (грант РНФ №22-22-00810).

543

Г. М. Полетаев, Ю. В. Бебихов, А. С. Семенов и др.

ЖЭТФ, том 163, вып. 4, 2023

ЛИТЕРАТУРА

14.

M. V. Loginova, V. I. Yakovlev, V. Yu. Filimonov,

A. A. Sitnikov, A. V. Sobachkin, S.G. Ivanov, and

Y.-W. Kim, J. Metals 46, 30 (1994).

A. V. Gradoboev, Lett. Mater. 8, 129 (2018).

F. Appel, P. A. Beaven, and R. Wagner, Acta metall.

15.

R. R. Zope and Y. Mishin, Phys. Rev.B 68, 024102

mater. 41, 1721 (1993).

(2003).

J. Lapin, Proc. Metal, Tanger, Ostrava

19,

2019

16.

Y.-K. Kim, H.-K. Kim, W.-S. Jung, and B.-J. Lee,

(2009).

Comput. Mater. Sci. 119, 1 (2016).

T. Tetsui, Rare Metals 30, 294 (2011).

17.

Q.-X. Pei, M. H. Jhon, S. S. Quek, and Z. Wu,

T. Voisin, J.-P. Monchoux, and A. Couret, in Spark

Comput. Mater. Sci. 188, 110239 (2021).

Plasma Sintering of Materials, ed. by P. Cavaliere,

Springer, Cham (2019), p. 713.

18.

C. Chen, F. Zhang, H. Xu, Z. Yang, and G. M. Pole-

taev, J. Mater. Sci. 57, 1833 (2022).

Q. Wu, J. Wang, Y. Gu, Y. Guo, G. Xu, and Y. Cui,

J. Phase Equilib. Diffus. 39, 724 (2018).

19.

Г. М. Полетаев, И. В. Зоря, ЖЭТФ

158,

485

(2020).

N. Thiyaneshwaran, K. Sivaprasad, and B. Ravisan-

kar, Sci. Rep. 8, 16797 (2018).

20.

Q. Bizot, O. Politano, A. A. Nepapushev, S.G. Vad-

H. Wu, Sh. Zhang, H. Hu, J. Li, J. Wu, Q. Li, and

chenko, A. S. Rogachev, and F. Baras, J. Appl. Phys.

Zh. Wang, Intermetallics 110, 106483 (2019).

127, 145304 (2020).

J.-G. Luo, Welding J. 79, 239-s (2000).

21.

M. I. Mendelev, F. Zhang, H. Song, Y. Sun,

C. Z. Wang, and K. M. Ho, J. Chem. Phys. 148,

10.

Г. М. Полетаев, ЖЭТФ 160, 527 (2021).

214705 (2018).

11.

Г. М. Полетаев, Р. Ю. Ракитин, ФТТ

64,

412

22.

H. Y. Zhang, F. Liu, Y. Yang, and D. Y. Sun,

(2022).

Sci. Rep. 7, 10241 (2017).

12.

V. V. Boldyrev, K. Tkacova, J. Mater. Synt.Proc. 8,

23.

M. I. Mendelev, M. J. Rahman, J. J. Hoyt, and

121 (2000).

M. Asta, Modell. Simul. Mater. Sci. Eng. 18, 074002

13.

V. Y. Filimonov, M. V. Loginova, S. G. Ivanov,

(2010).

A. A. Sitnikov, V. I. Yakovlev, A. V. Sobachkin,

A. Z. Negodyaev, and A. Y. Myasnikov, Comb. Sci.

24.

D. Y. Sun, M. Asta, and J. J. Hoyt, Phys. Rev.B. 69,

Techn. 192, 457 (2020).

024108 (2004).

544