Файл: Коллеров М.Ю. Функциональные материалы (пособие).pdf

36 
 

мартен
интерв
ситуац
опреде
процес

Р

обуслов
мартенс
(σ

У

 — р

 
В

запасен
мартен
и  разл
поверх
того,  ч
наслед
химиче
МП  мо
обусло
Вейман

нситного 
вале  темп

ции  зави

еляется 

ссами на м

Рисунок  2
вленного  п

сита при Т<

расчетные н

В  случае

нную  эн

нсите из-з

личных 

хностей р

что  пере

дуются  п

еской  дви

ожет  нача

овлено  су

на (харак

кристалл

ператур  А

исит  от 

строение

межфазно

2.1.  Темп

протеканием

<М

К

 и пла

напряжения

е  полног

нергию  в

за наличи

кристалл

аздела вн
численны

при  обрат

ижущей 

аться  при

уществов

ктеристич

а при охл

А

Н

-А

К

.  Ве

подвиж

ем  габи

ой границ

пературная

м  МП  под 

астической 

я на межфа

го  заверш

вносят  вн

ия аккомо

лографич

нутренних
ые  выше 

тном  МП

силой  об

и  темпера

ание  дву

ческие тем

лаждении

еличина 

жности 

итусной 

це. 

я  зависим

д  нагрузкой

деформац

азной грани

шения  пр

нутренни

одационны

еских  в

х дефекто

дефекты

П,  накоп

братного 

атурах  ни

ух  классо

мпературы

и к его со

возможн

межфазн

плоскос

мость  пре

й  при  Т>М

цией скольж

ице) [8, стр

рямого  М

ие  напряж

ых двойн

ариантов 

ов в струк

ы,  в  отли

пленная  э

МП,  в  р

иже  М

Н

. 

ов  МП  с

ы МП: М

окращению

ого  гисте

ной  гран

сти  и 

едела  тек

М

Н

  (σ

Т

)  дво

жением (σ

Т

р. 194] 

МП  осно

жения,  в

иков, деф

мартен

ктуре мар
ичие  от 

энергия 

езультате

Во  много

согласно 

М

Н

, М

К

, А

Н

ю при на

ерезиса  в

ницы,  к

необрат

кучести  В

ойниковани

Т

) никелид

овную  д

возникаю

фектов уп

нсита,  а 

ртенсита. 

дислокац

складыва

е  чего  об

ом  именн

классиф

Н

, А

К

, М

Н

агреве в 

в  такой 

которая 

тимыми 

В2-фазы, 
ием  В19′ 

а титана 

долю  в 

ющие  в 

паковки 

также 

В силу 

ций,  не 

ается  с 
братное 

но  этим 

икации 

Н

σ

). Для 

37 
 

первого класса разность А

Н

 - М

Н

 положительная (А

Н

 > М

Н

), а для второго - 

отрицательная  (А

Н

 < М

Н

).  Однако  следует  отметить,  что  на  соотношение 

характеристических  температур  МП  оказывают  влияние  вероятность 
возникновения  концентрационных  флуктуации  и  структурное  состояние 
исходной фазы. 

Например,  в  сплавах  с  неупорядоченной  структурой  вероятность 

возникновения флуктуации концентрации в исходной фазе возрастает. Это 
может  приводить  к  тому,  что  МП  относящееся  к I классу  в 
малолегированных  сплавах,  переходит  во  второй  класс  при  увеличении 
содержания  легирующего  элемента  в  исходной  фазе.  Примером  такого 
непрерывного  перехода  при  увеличении  содержания  ванадия  в  β-фазе 
являются сплавы системы Ti-A1-V. 

Структурное  состояние  исходной  фазы,  даже  если  она  упорядочена, 

также влияет на соотношение характеристических температур МП (рисунок 
2.2).  При  высокой  степени  дефектности  кристаллической  структуры  В2-
фазы  никелида  титана,  наведенной  холодной  пластической  деформацией, 
температурный  интервал  МП  (М

Н

 - М

К

,  а  соответственно  А

К

 - А

Н

) 

расширяется  в  несколько  раз.  При  этом  гистерезис  МП  становится 
отрицательным  (А

Н

 - М

Н

 < 0). Он  вновь  становится  положительным  при 

переходе  к  полигонизованной  и  далее  рекристаллизованной  структуре  В2-
фазы.  Соответственно  температурный  интервал  МП  резко  сужается  и  его 
протяженность  составляет 20÷30°С,  что  обычно  характерно  для 
упорядоченной структуры В2-фазы с  минимальным количеством дефектов 
кристаллического строения. 

38 
 

Рисунок 2.2. Влияние  температуры  отжига  (τ=0,5  часа)  на  температурный 

интервал  (М

Н

-М

К

)  и  гистерезис  (А

Н

-М

Н

)  МП  в  никелиде  титана,  деформированного 

прокаткой  со  степенью  обжатия 40% (1 - деформированная, 2 - полигонизованная, 3 - 
рекристаллизованная структура В2-фазы) [8, стр. 194] 

При  прочих  равных  условиях  класс  МП  и  гистерезис  определяются 

соотношением  движущей  силы  МП  и  изменением  свободной  энергии 
нехимического происхождения (упругой и поверхностной) при образовании 
зародыша  мартенсита  и  его  роста.  Процесс  зарождения  облегчается,  если 
вблизи М

Н

 модули упругости исходной фазы и деформация сдвига при МП 

минимальны. Это может быть обеспечено выполнением двух условий. Во-
первых, в предмартенситном состоянии (Т > М

Н

) модули упругости должны 

снижаться  с  понижением  температуры,  или  как  принято  говорить - 
размягчаться.  Во-вторых,  в  исходной  фазе  должны  образовываться 
промежуточные  структуры  сдвига  (ПСС),  характеризующиеся  тем,  что 
положение  атомов  в  их  решетке  отвечает  некоторому  промежуточному 
положению между положением в исходной фазе и мартенсите. 

Модули  сдвига  кубического  кристалла  С

44

  и  С′ = 1/2(С

11

 - С

12

) 

являются мерой сопротивления решетки упругим сдвиговым деформациям 
типа {100} <010> и {110} <110>, соответственно,  а  параметр  упругой 
анизотропии  кристаллической  решетки  А = С

44

/С′  характеризует  степень 

относительного сопротивления кристалла двум заданным типам сдвиговой 
деформации. 

39 
 

Для сплавов со структурой В2, DО

3

 или ОЦК габитусная плоскость и 

направление макроскопического сдвига при образовании мартенситных фаз 
часто  являются  близкими  к {110} <110>. Поэтому  сильное  размягчение 
модуля  С′  при  высокой  упругой  анизотропии  будет  определять  потерю 
устойчивости  решетки  сдвигу  в  системе {110} <110> и  низкие  значения 
накопленной упругой энергии, т. е. облегчать процесс зарождения, как это 
имеет  место  в  сплавах  на  основе  меди.  Сходная  картина  должна 
наблюдаться  в  сплавах  титана  с  β-стабилизаторами,  дополнительно 
легированных  алюминием,  в  которых  сдвиг  по {110} <110> является 
определяющим при МП. 

Несколько  иная  ситуация  наблюдается  в  сплавах  на  основе TiNi, в 

которых  в  предмартенситной  области  происходит  одновременное 
уменьшение  модулей  С

44

  и  С′  при  низких  значениях  А,  что  отражает 

"смягчение" всей длинноволновой части фотонного спектра и способствует 
развитию неустойчивости решетки во всех кристаллографических системах 
сдвига,  открывая  возможности  развития  МП  по  нескольким  каналам. 
Аналогичная  ситуация  наблюдается  для  титана  и  его  сплавов  с  β-
стабилизаторами, в которых возможно развитие β→α′ (α") и β-ω МП. 

В  сплавах  на  основе Fe и,  в  частности, Fe - Ni, также  имеет  место 

размягчение  упругих  модулей  С

44

  и  С′,  но  оно  выражено  в  меньшей 

степени, чем для рассмотренных выше сплавов, при более высоком уровне 
модулей  упругости.  Это  создает  определенные  трудности  в  накоплении 
упругой  энергии,  тем  более,  что  аустенит  в  этих  сплавах  имеет  низкий 
предел текучести. 

Предмартенситные  состояния  исходной  фазы  характеризуются  не 

только  размягчением  модулей  упругости,  но  и  возникновением  ближнего 
порядка  смещения  (БПС)  и  уже  упомянутых  ПСС  или  в  другой 
терминологии "несоизмеримых" структур. Смещения атомов локализованы 
в доменах. Поскольку существуют все кристаллографически эквивалентные 
варианты  доменов,  расположенные  хаотически,  то  кристаллическая 
структура исходной фазы в среднем сохраняет исходную симметрию. БПС 
и  ПСС  играют  важную  роль  в  зарождении  мартенсита  "неклассическим 
путем",  являясь  центрами,  на  которых  практически  безбарьерно  может 
образовываться  зародыш,  т.к.  при  образовании  БПС  и  ПСС  сдвиговая 

40 
 

деформация  МП  минимальна.  Зарождение  может  быть  еще  более 
облегчено,  если  образуется  промежуточная  фаза,  например, R-фаза  в 
никелиде титана (см. табл. 2.1). 

Результаты  исследования  предмартенcитных  состояний  показывают, 

что в сплавах на основе железа эволюция внутренней структуры исходной 
фазы  заканчивается  образованием  БПС,  в  сплавах  на  основе  титана  могут 
формироваться начальные стадии ПСС. В сплавах на основе меди и других 
благородных металлов происходит формирование как БПС, так и ПСС, а в 
сплавах  на  основе  никелида  титана  имеет  место  весь  спектр  структурных 
изменений в исходной фазе. 

Здесь  необходимо  отметить,  что  в  неупорядоченной  структуре, 

вследствие  существования  флуктуации  концентрации  в  различных 
микродоменах  БПС  и  ПСС,  можно  ожидать  возникновения  неодинаковых 
условий  для  зарождения  мартенсита.  При  высокой  упругой  энергии  и 
низком  пределе  текучести  это  существенно  расширяет  температурный 
интервал  МП,  в  котором  превращение  развивается  по  атермической 
кинетике.  При  наличии  в  структуре  мартенсита  обратимых  дефектов 
(двойников,  дефектов  упаковки)  и  небольшого  энергетического  барьера 
зарождения  это  может  способствовать  началу  обратного  МП  при 
температурах ниже М

Н

 (А

Н

 < М

Н

), что имеет место в сильно легированных 

сплавах на основе титана. В противном случае обратное МП начинается при 
А

Н

 > М

Н

,  что  характерно  для  большинства  сплавов  на  основе  железа  и 

малолегированных  сплавов  на  основе  титана  (см.  табл. 2.2). Упрочнение 
исходной фазы, например, дисперсными включениями или растворенными 
атомами  легирующих  компонентов  может  способствовать  сохранению 
когерентности  во  всем  интервале  МП,  что  делает  возможным 
существование термоупругого равновесия даже в сплавах на основе Fe. 

Кристаллогеометрия  МП  во  многом  определяет  максимально 

возможные  значения  кристаллографически  обратимой  деформации 
(величину  деформации  решетки)  и  структуру  мартенсита.  В  подавляющем 
большинстве  сплавов,  проявляющих  ЭПФ,  за  исключением  сплавов  на 
основе Fe, Мn  и In - Ti, исходная  фаза,  если  не  учитывать  упорядочения, 
имеет ОЦК кристаллическую решетку (см. табл. 2.1 и 2.2).