ВУЗ: Российский государственный технологический университет имени К.Э. Циолковского
Категория: Учебное пособие
Дисциплина: Материаловедение
Добавлен: 18.02.2019
Просмотров: 12627
Скачиваний: 123
46
Эти превращения можно отнести к бездиффузионным фазовым
превращениям, развивающимся по механизму непрерывного смещения
атомов.
В основе рассмотренных переходов лежат изменения в фононном
спектре исходной фазы при понижении температуры, что находит
отражение в размягчении определенного модуля упругости. Сильное
размягчение модуля С′ перед ГЦК→ГЦТ и С
44
перед B2→R переходах
способствует тетрагональным искажениям в первом случае и
ромбоэдрическим во-втором.
Из-за отсутствия габитусной плоскости при таких превращениях
деформации с инвариантной решеткой не требуется. Однако, вследствие
кристаллографической
многовариантности
развития
превращения
возможно образование самоаккомодированных групп.
При В2→R переходе образуются самоаккомодированные группы,
состоящие из четырех вариантов, обусловленных удлинением оси <111>.
Три комбинации (типа) этих вариантов дают нулевую деформацию формы
и приводят к крестообразной (скрещенной) морфологии R-фазы. Различные
варианты разделены поверхностями раздела, представляющими собой три
плоскости двойникования {110} и три - {100}. При ГЦК→ГЦТ переходе
также наблюдается самоаккомодация. Возникает три типа доменов со
взаимно перпендикулярными осями с <100>. Поверхностями раздела в этом
случае являются плоскости двойникования {110}.
Все рассмотренные МП (см. табл. 2.1 и 2.2) термически обратимы.
Различие лишь состоит в том, что для реализации обратного МП
необходимо обеспечить такую скорость нагрева, при которой исключается
развитие диффузионных релаксационных процессов. Для сплавов с
невысокими температурами А
Н
и А
К
и низкой диффузионной
подвижностью атомов компонентов, как, например, в сплавах на основе
никелида титана, обратное МП реализуется при любых скоростях нагрева.
В тоже время для сплавов с неупорядоченной структурой и, соответственно,
с широким температурным интервалом обратного МП, требуются высокие
скорости нагрева.
При МП в отсутствий напряжений локальная деформация формы при
образовании отдельного кристалла (домена) мартенсита вследствие
47
самоаккомодации различных кристаллографических вариантов взаимно
компенсируется, в результате чего изменение формы в макромасштабе
отсутствует. Деформация формы отдельного кристалла определяется
деформацией решетки и деформацией с инвариантной решеткой. Поэтому
при оптимальных условиях механического и термического воздействия
максимальные величины ε
СУ
и ε
В
(максимальное обратимое изменение
формы образца при разгрузке и/или последующем нагреве) определяется
деформацией решетки при МП, которая представляет собой максимально
возможную
кристаллографически
обратимую
деформацию
(ε
К
ОБ
) - максимальная величина и знак ε
К
ОБ
МП зависит от ориентации, что
для B2→B19′ МП в TiNi проиллюстрировано в таблице 2.4. Информация
для других МП в различных сплавах может быть почерпнута из работ [12,
13].
Таблица 2.4
Максимальные значения кристаллографически обратимой
деформации растяжения (+ε
UVW
max
) и сжатия (~ε
UVW
max
), реализующиеся при
В2-В19′ МП в различных кристаллографических направлениях решети В2-
фазы сплавов на основе никелида титана [17]
Хим. состав
сплава
(ат.%)
Вид
деформации
Величина деформации растяжения (+ε
uvw
max
) и сжатия
(~ε
uvw
max
) в кристаллографическом направлении [uvw],
(%)
растяжение
сжатие
[010]
[100]
[011]
[110]
[
1
11]
[1
1
1]
[
1
21]
[211]
[013]
[310]
[
1
23]
[321]
ε
L
ε
L
Ti-50 Ni
растяжение
сжатие
+1,9
-5,2
+8,6
-5,4
+9,7
-4,2
+9,6
-5,9
+5,8
-6,6
+10,5
-5,9
+7,0
-5,0
Ni-50,8Ni
растяжение
сжатие
+2,3
-5,3
+8,5
-4,9
+8,6
-3,8
+8,9
-5,5
+5,9
-6,4
+9,9
-5,5
+6,9
-5,0
Ti-48,2Ni-
3,6Сu
растяжение
сжатие
+2,0
-5,5
+7,4
-4,4
+6,7
-3,6
+7,2
-5,0
+5,2
-6,1
+8,3
-5,2
+5,6
-3,7
Примечание: ε
L
— усредненная деформация для бестекстурного
поликристалла.
Для монокристалла и особенно поликристалла достижение
максимальных значений ε
СУ
и ε
В
возможно только в том случае, если
образуется монодомен наиболее благоприятной ориентировки, а сам
48
процесс накопления и возврата будет осуществляться только обратимыми
носителями деформации при полной кристаллографической обратимости
МП. В реальных материалах обеспечить такие условия не всегда удается и
величина наиболее важных для практики параметров ε
СУ
и ε
В
определяется
тем, какой из возможных механизмов реализуется.
2.2. Механизмы накопления деформации
В настоящее время считают, что накопление деформации в сплавах с
МП при термомеханическом воздействии может осуществляться
следующими механизмами.
1. Зарождение и рост кристаллов мартенсита, благоприятно
ориентированных по отношению к приложенному напряжению.
Ориентирующее действие напряжений заключается в том, что из
возможных вариантов мартенсита образуются только те кристаллы,
которые благоприятно ориентированы по отношению к этому напряжению.
В таких условиях самоаккомодации не происходит, а ε
СУ
и ε
В
равны
деформации формы превращенного объема. Например, для TiNi она
составляет около 6%.
Если кристаллогеометрия МП обеспечивает инвариантность
габитусной плоскости на микроуровне, или создаются такие условия
нагружения, что не требуется деформация с инвариантной решеткой, то ε
Н
может достигать значений ε
К
ОБ
.
Если ориентирующее действие напряжений особенно сильно
сказывается на стадии зарождения, то рассмотренный механизм накопления
деформации является наиболее эффективным. Он действует при различных
способах наведения деформации для реализации необратимого и
обратимого ЭПФ, а также сверхупругости.
Механизм ориентированного зарождения и роста мартенсита является
единственным при накоплении деформации для реализации обратимого
ЭПФ за счет ориентированных микронапряжений. Из-за неоднородности
распределения микронапряжений при пластической деформации их
ориентирующее действие на МП не столь значительно, как внешних. Более
эффективно влияют микронапряжения, возникающие на границе
дисперсных когерентных выделений, полученных старением под
49
напряжением. В этом случае накапливаемая при охлаждении через интервал
МП деформация столь велика, что лист, согнутый в цилиндр,
разворачивается на 360°, образуя новый цилиндр. Такой ЭПФ назван
круговым.
2. Изменение симметрии решетки исходной фазы и усиление
степени искажения новой решетки с понижением температуры.
Этот механизм характерен для превращений типа смещения (B2→R,
ГЦК→ГЦТ). При увеличении степени ромбоэдричности (R) или
тетрагональности (ГЦТ) решетки с понижением температуры происходит
накопление до 1% деформации. Во избежание самоаккомодации
охлаждение проводят в условиях действия внешних или внутренних
напряжений. Такой механизм лежит в основе обоих видов ЭПФ, хотя
имеются сообщения [12, 14], что он может реализовываться при различных
видах псевдоупругости.
3. Переориентация кристаллов мартенсита под действием
приложенного напряжения.
Это наиболее распространенный механизм накопления деформации.
Переориентация осуществляется перемещением двойниковых границ в
самоаккомодированных группах и границ между группами. В результате
такого роста благоприятно ориентированных кристаллов за счет
кристаллов, имеющих неблагоприятную ориентировку, образец в целом
становится состоящим из одного домена. Монодоменизация мартенсита без
нарушения внутреннего двойникового строения обеспечивает накопление
деформации, равной в предельном случае деформации формы.
В поликристаллах обычно полной монодоменизации не происходит, а
формируется текстура с наибольшей долей благоприятных ориентировок.
Причем тип текстуры, возникающей при переориентации мартенсита,
совпадает с типом текстуры, формирующейся при ориентированном росте.
Механизм переориентации действует и при нагружении сплавов в
изотермических условиях со структурой R или ГЦТ мартенсита.
Рассмотренный механизм лежит в основе накопления деформации для
реализации необратимого ЭПФ и ферроупругости. Способ наведения
деформации, при котором реализуется механизм переориентации, менее
50
эффективен, чем при реализации механизма ориентированного роста.
Особенно это сказывается в сплавах с неупорядоченной структурой.
4. Изменение двойниковой структуры мартенсита, образовавшейся
в результате деформации с инвариантной решеткой при МП.
Этот
механизм
может
осуществляться
раздвойникованием,
междвойниковым ростом и передвойникованием. В первом случае
приложенные напряжения вызывают полное устранение двойников
превращения, в результате чего накапливается деформация, равная
разности деформации решетки и деформации формы. Этот механизм
обычно действует вслед за первым и третьим механизмами при повышении
деформирующей нагрузки. Его реализация сопряжена с возможностью
дислокационного скольжения, что во многих случаях не позволяет
полностью реализовать максимальные значения ε
Н
.
5. Превращение мартенсита в другой мартенсит под действием
напряжения – ММП.
Этот механизм действует в сплавах с плотноупакованными
структурами. В общем случае ММП осуществляется дополнительным
однородным сдвигом в базисной плоскости путем движения частичных
дислокаций. Считают, что ММП происходит с инвариантной плоскостью
путем образования и роста зародышей. Последовательность ММП при
нагружении монокристаллов сплавов Си-А1-Ni показана на рисунке 2.4.
Термодинамические и термомеханические характеристики некоторых
ММП, происходящих в этих монокристаллах, в сравнении с
характеристиками обычных МП показаны в таблице 2.5 [15]. Как видно, для
начала МП требуется большая движущая сила, чем для ориентированного
зарождения и роста мартенсита из исходной фазы. При этом изменение
энтальпии (ΔН) при прямом ММП положительное. В результате ММП
может накапливаться деформация величиной до 20%.