Структурно-фазовые превращения в зонах локализации пластической деформации композита Ti-Al

Рис. 1. Изображение темплета, вырезанного из деформированного многослойного образца: 1, 2 – участки, удаленные от зоны разрушения; 3 – линия сдвиговой деформации; 4 – зона разрушения

Fig. 1. Image of a templet cut from a deformed multilayer specimen: 1, 2 – areas remote from the zone of destruction; 3 – the line of shear deformation; 4 – the zone of destruction зовалось отверстие диаметром 10 мм. На темплете, вырезанном из образца композитного материала Ti-Al после концентрированного ударного воздействия, наблюдается линия сдвиговой деформации, приведшей к относительному смещению слоев титана и алюминия (линия 3 на рис. 1).

Исследовали структуру переходных зон в плоскости поперечного среза (перпендикулярной слоям алюминия и титана) спомощью сканирующих электронных микроскопов с микроанализом ТМ-3000 и JEOL7001F. Фазовый анализ проводили на рентгеновском дифрактометре фирмы «Bruker» с медным анодом.

По данным [4], в системе алюминий-титан может существовать метастабильная фаза Al 3 Ti c симметрией кристаллической решетки Pm3m и атомным упорядочением по типу AuCu₃. Параметр кристаллической решетки этой фазы с учетом ее сверхструктурного строения (удвоение параметра) варьируется в пределах 7,82-7,94 Å. Нами с помощью программы Powder cell 2.4 была построена элементарная ячейка указанной фазы с заданной симметрией и смоделирована картина рентгеновской дифракции от данной фазы с параметром решетки 8,08 Å. Основная смоделированная информация об этой фазе, которая использовалась при расшифровке рентгеновских спектров, представлена в табл. 1.

Экспериментальные результаты

На рис. 2 приведены микрофотографии, полученные в сканирующем электронном микроскопе с зоны максимальной концентрации напряжений образца Ti-Al. В этой зоне появилась синусоидальная граница раздела между титаном и алюминием. Отметим, что до деформации в композиционном материале границы раздела были прямолинейными (рис. 2 а слева).

Выявленный синусоидальный характер деформации границы слоев композита за полосой сдвиговой деформации свидетельствует о локализации волн пластической деформации в зоне концентрации напряжений [5].

Элементный состав в зоне сдвигового разрушения, снятый с помощью микроанализатора в сканирующем электронном микроскопе, указывает на отсутствие других элементов кроме титана и алюминия. Это свидетельствует об отсутствии влияния посторонних примесей на характер самоорганизации.

Таблица 1. Набор межплоскостных расстояний фазы Al3Ti (Pm3m) с параметром 8,08 Å

Table 1. The set of interplanar distances of the Al3Ti phase (Pm3m) with a parameter of 8.08 Å

H K L	Угол 2θ, град.	Межплоскостное расстояние, Å	Относительная интенсивность, %
2 2 0*	31,168	2,86732	2,80
2 2 2	38,419	2,34116	64,07
4 0 0	44,658	2,02750	42,97
4 2 0*	50,272	1,81345	3,45
4 2 2*	55,461	1,65545	2,98
4 4 0	64,999	1,43366	61,26
6 0 0*	69,485	1,35167	0,52
4 4 2*	69,485	1,35167	2,07
6 2 0*	73,842	1,28230	1,87
6 2 2	78,105	1,22263	100,00
4 4 4	82,303	1,17058	31,33
6 4 0*	86,459	1,12465	1,48

Примечание: сверхструктурные рефлексы в первом столбце помечены «*»

а                                              б

Рис. 2. Электронно-микроскопическое изображение композита титан-алюминий: а – в зоне полосы сдвиговой деформации; б – синусоидальный характер деформации границы слоев композита за полосой сдвиговой деформации

Fig. 2. Electron microscopic image of the titanium-aluminum composite: a – in the zone of the shear deformation band; б – sinusoidal character of deformation of the boundary of the composite layers behind the shear deformation band

На рис. 3 представлены электронно-микроскопические изображения зоны контакта Ti-Al в электронах и в рентгеновских лучах. Алюминий обозначен зеленым цветом, а титан – красным. Видна область смешивания. Зона перемешивания титана и алюминия составляет от единиц до нескольких десятков микрометров. Завихрения на границе Ti-Al, подобные изображенному на рис. 3, концентрируются в области между зоной разрушения и линией сдвиговой деформации (линиями 3 и 4 на рис. 1).

Рентгенофазовое исследование проводили с разных областей образца, указанных на рис. 1 цифрами 1-4. Картины рентгеновской дифракции показаны на рис. 4. Расшифровка дифракционных спектров представлена в табл. 2.

а

б

Рис. 3. Электронно-микроскопическое изображение Ti-Al: а – в электронах; б – в рентгеновских лучах

Fig. 3. Electron microscopic image Ti-Al: a – in electrons beam; б – in x-rays beam

Рис. 4. Совмещенные картины рентгеновской дифракции от различных областей образца (номера дифрактограмм соответствуют областям, подписанным на рис. 1)

Fig. 4. Combined x-ray diffraction patterns from different regions of the sample (the diffractogram numbers correspond to the regions signed in Fig. 1)

Из данных табл. 2 видно, что во всех спектрах выявляется сверхструктурная фаза Al₃Ti (Pm3m), которая по своему атомно-кристаллическому строению очень близка к чистому алюминию. Однако существуют принципиальные различия, связанные со сверхструктурным атомным упорядочением интерметаллида и соответствующим удвоением параметра кристаллической решетки, рассмотренной в табл. 1. На дифрактограммах хорошо видно расщепление всех рефлексов, отвечающих чистому алюминию, что, очевидно, вызвано формированием фазы Al 3 Ti. Наличие этой фазы подтверждается также и присутствием т.н. сверхструктурных рефлексов (например, на угле 2θ ≈ 31°, сравн. табл. 1 и рис. 4).

Наряду с интерметаллидной фазой Al₃Ti (Pm3m) обнаружены слабые рефлексы следующих фаз: Al 5 Ti 2 , AlTi, Al 11 Ti 5 , Al 2,5 Ti 1,5 . Подобная картина с наличием большого количества интерметаллидных неравновесных фаз характерна для композиционных материалов системы алюминий-титан, полученных сваркой взрывом [6]. Такое структурное состояние реализуется за счет небольших атомных смещений в зоне кривизны кристаллической решетки [7].

Картины рентгеновской дифракции также иллюстрируют формирование текстуры с осью зоны [200] алюминия (рис. 4). Под действием пластической деформации изменились интенсивности дифракционных рефлексов.

Обсуждение

Согласно работе [8] соотношение для скачка давления Р в зоне контакта различных сред, зависимость между разностью давлений и скоростью массопереноса V представляют собой соотношение, полученное для плоских упругих волн:

ΔР = ρVc, где ρ – плотность материала; V – скорость взаимодействующих элементов; с – скорость звука в среде.

Сделаем элементарный расчет для титана как упрочнителя композита. Плотность ρ титана 4500 кг/м³, скорость концентрированной деформации V 735 м/с, а скорость звука c в титане 4140 м/с. В этих условиях перепад давления Δ Р , развивающийся в зоне деформации материала, составляет 13,7 ГПа. Такая нагрузка может развиваться в зонах локализации пластической деформации при ударном воздействии на композиционный материал. Для возникновения волн пластической деформации эта величина вполне допустима [9]. Таким образом, мы непосредственно наблюдаем возбуждение волн пластической деформации в зоне концентрации напряжений как волну, возникающую на границе титан-алюминий.

В зоне концентрации также наблюдается твердофазный синтез с образованием фазы Al3Ti в структурной модификации Pm3m. Согласно дифракционной картине, в зоне контакта образуются различные интерметаллиды, указанные в табл. 2, имеющие разные кристаллические решетки [4, 10].

Традиционно при образовании интерметаллидных фаз в системе алюминий-титан большое внимание уделяют стабильной фазе Al 3 Ti из-за ее уникальных свойств [11, 12]. В нашем

Таблица 2. Расшифровка дифракционных спектров на рис. 4

Table 2. Decoding of diffraction spectra from Fig. 4

Номер спектра	Выявленные фазы
1	Al 3 Ti (Pm3m), Al 5 Ti 2 , AlTi, Al 2,5 Ti 1,5
2	Al 3 Ti (Pm3m), Al 5 Ti 2 , Al 2,5 Ti 1,5 , Al 11 Ti 5
3	Al 3 Ti (Pm3m), Al 5 Ti 2 , AlTi
4	Al 3 Ti (Pm3m), Al 5 Ti 2 , Al 11 Ti 5

Таблица 3. Характеристики фаз Al3Ti [4]

Table 3. Characteristics of Al3Ti phases [4]

Фаза Тип решетки Средняя молярная теплота образования кДж/моль Объем элементарной ячейки, Å3 Стабильная Al3Ti I4/mmm 39,7 15,929 Метастабильные Al3Ti Pm3m 37,0 15,737 I4/mmm 40,0 15,819 эксперименте стабильная фаза Al3Ti не обнаружена. Для объяснения этого факта обратимся к характеристикам различных фаз Al3Ti (табл. 3).

По данным табл. 3 видно, что существует три типа фаз Al 3 Ti: одна стабильная и две мета-стабильные. Они отличаются типом кристаллической структуры и атомным объемом, причем фаза со структурой Pm3m обладает наименьшим атомным объемом. Известно [13], что наиболее устойчивой фазой, являющейся продуктом механохимической реакции, будет фаза, у которой наименьший атомный объем.

Второй важный фактор – молярная теплота образования фаз, также представленная в табл. 3.

Разница энергий образования Е для стабильной фазы со структурой I4/mmm и метаста-бильной фазы со структурой Pm3m в зоне перепада давления ∆ p (перепад давления при ударном воздействии) = 13,7 ГПа определяется изменением объема на одну кристаллическую ячейку ∆ V = 15,929–15,737 = 0,192 ų (табл. 3). В структурах I4/mmm и Pm3m на одну элементарную ячейку приходится два атома, поэтому при расчете энергии на моль следует умножать на число Авогадро, деленное на два. Таким образом, энергетический выигрыш при образовании мета-стабильной фазы Al₃Ti в условиях нашего эксперимента составил:

• 3.    Основной фазой, формирующейся в зоне локализации пластической деформации, является атомноупорядоченная метастабильная фаза Al 3 Ti, со структурой Pm3m .

Благодарности

Авторы выражают благодарность А.К. Абкаряну (Сибирский федеральный университет, г. Красноярск), И.В. Немцеву (ЦКП КНЦ СО РАН, г. Красноярск), а также студентам К.А. Волкову и Е.А. Бельской (Сибирский федеральный университет, г. Красноярск) за помощь в проведении экспериментов и обсуждении результатов.