ВУЗ: Российский государственный технологический университет имени К.Э. Циолковского
Категория: Учебное пособие
Дисциплина: Материаловедение
Добавлен: 18.02.2019
Просмотров: 12717
Скачиваний: 123
41
С учетом упорядочения исходная фаза может иметь три вида
сверхструктур:
1) структура типа CsCl (B2) со стехиометрическим составом АВ;
2) структура типа Fe
3
Al (DО
3
) стехиометрического состава А
3
В;
3) структура типа Cu
2
MnAl (L2
1
) стехиометрического состава А
2
ВС.
Соответственно рассматриваются и твердые растворы на основе этих
структур.
В результате МП формируются мартенситные структуры, которые
наследуют упорядочение исходной фазы и имеют более низкую симметрию
кристаллической решетки, обычно являющейся подгруппой группы
симметрии исходной решетки.
Большинство МП в сплавах с ЭПФ это - превращения I рода,
сопровождающиеся деформацией с инвариантной плоскостью и наличием
гистерезиса. Такого рода превращения в сплавах с В2, DO
3
, L2
1
и ОЦК
решеткой
можно
рассматривать
как
структурные
превращения,
обусловленные деформацией самой плоскости (110) и сдвигом в
направлении [110] этой плоскости. Окончательное кристаллическое
строение мартенсита может быть получено различной последовательностью
укладки наиболее плотноупакованных плоскостей. В результате
формируются различные политипы мартенсита, в том числе и
длиннопериодные структуры. Из В2-структуры образуется 2Н, 3R и 9R (или
М2Н, M3R и M9R) мартенсит, а из DО
3
- 2Н(γ′
1
), 6R (α′
1
), 18R
1
(β′
1
), 18R
2
(β′
2
) мартенсит, который также может иметь моноклинное искажение.
Кристаллография ГЦК - ОЦК (ОЦТ) и ГЦК - ГП переходов в сплавах на
основе Fe рассмотрена в работах [9, 10].
Наиболее часто встречающиеся структуры атермического мартенсита
в сплавах с ЭПФ приведены в табл. 2.1 и 2.2. Однако возможный набор
мартенситных структур не ограничивается этим, т.к. после различных видов
обработок иногда обнаруживают мартенсит, состоящий из двух типов или
при внешнем силовом воздействии происходит переход одного типа
мартенсита в другой - мартенсит-мартенситные превращения (ММП).
В
табл. 2.1 приведены
основные
кристаллографические
характеристики В2 → В19′ МП в сплавах на основе никелида титана,
рассчитанные с использованием геометрического метода.
42
Кристаллографический анализ МП в рамках феноменологической
теории дает полезную информацию не только об ориентационных
соотношениях и главных деформациях при МП, но, что не менее важно для
сплавов с ЭПФ, характеристики деформации с инвариантной решеткой,
механизм которой определяет строение и подвижность габитусной
плоскости. Например, (таблица 2.3), для многих сплавов на основе
никелида титана инвариантность габитусной плоскости в микромасштабе
не наблюдается (индексы инвариантной плоскости иррациональны), и для
того чтобы обеспечить ее инвариантность в макромасштабе, требуется
дополнительная деформация мартенсита с инвариантной решеткой.
Таблица 2.3
Кристаллографические характеристики В2→В19′ МП
в сплавах на основе никелида титана [17]
Характеристики МП
Величина характеристик для сплавов
Ti-50 ат.%Ni
Ti-50,8 ат.%Ni
Ti-48,2 ат.%Ni-
36 ат.%Cu
Чистая деформация
η
х
=1,0862
η
y
=0,9536
η
z
=0,9637
ε
х
=8,62%
ε
y
=-4,64%
ε
z
=-3,63%
η
х
=1,0847
η
y
=0,9513
η
z
=0,9703
ε
х
=8,47%
ε
y
=-4,49%
ε
z
=-2,97%
η
х
=4,0744
η
y
=0,9479
η
z
=0,9738
ε
х
=7,44%
ε
y
=-5,21%
ε
z
=-2,62%
Угол моноклинности
γ=97,5º
γ=96,5º
γ=96,05º
Кристаллографическая
ориентация главных
деформаций
η
1
(ε
1
) [122]
η
2
(ε
2
) [411]
η
3
(ε
3
) [011]
η
1
(ε
1
) [102222]
η
2
(ε
2
) [431010]
η
3
(ε
3
) [011]
η
1
(ε
1
) [255]
η
2
(ε
2
) [511]
η
3
(ε
3
) [011]
Главные деформации
η
х
=1,1132
η
y
=0,9305
η
z
=0,9637
ε
х
=11,32%
ε
y
=-6,95%
ε
z
=-3,63%
η
х
=1,1053
η
y
=0,9335
η
z
=0,9703
ε
х
=10,53%
ε
y
=-6,65%
ε
z
=-2,97%
η
х
=1,0879
η
y
=0,9362
η
z
=0,9738
ε
х
=8,79%
ε
y
=-6,38%
ε
z
=-2,61%
43
Характеристики МП
Величина характеристик для сплавов
Ti-50 ат.%Ni
Ti-50,8 ат.%Ni
Ti-48,2 ат.%Ni-
36 ат.%Cu
Индексы нормали к
инвариантной
плоскости
[
10 18 18
] [
10 16 16
] [
10 13 13
]
Угол между
инвариантной и
габитусной
плоскостями
13º 15,7º 7,5º
Сдвиговая
составляющая
деформации с
инвариантной
плоскостью
S
M
=0,23 S
M
=0,214 S
M
=0,17
Объемный эффект
Δ=0,18%
Δ=-0,12%
Δ=0,83%
Хорошее совпадение экспериментальных результатов с выводами
феноменологической теории было получено для AuCd, некоторых сплавов
на основе Fe, Ti и TiNi, а также сплавов системы Си-Zn-А1. Однако, если
для AuCd хорошая аккомодация обеспечивается деформацией по полной
системе двойникования, то для DО
3
→ 2Н, DО
3
→ 18R МП в сплавах на
основе Сu и для В2 → В19′ МП в сплавах на основе TiNi для хорошей
аккомодации необходимо, чтобы деформация с инвариантой решеткой
обеспечивалась двойникованием по нескольким системам [11, 12] (рис. 2.3).
В то же время для некоторых сплавов систем Ti - Ni - Сu, Ti - Ni - Аu,
Ti - Ni - Pd и Ti - Ni - Pt габитусная плоскость инвариантна
микроскопически, что не требует деформации с инвариантной решеткой и
определяет ее высокую подвижность. Качественная характеристика тонкого
строения мартенсита приведена в таблицах 2.1 и 2.2.
44
Р
ромбиче
мартенс
мартенс
пластин
Д
вариан
хорошо
мартен
мартен
превра
типа ал
из не
поверх
М
образо
Между
Рисунок 2
еского кри
сита В19 в
сита показа
ны) [8, стр.
Для умен
нты марте
о изучен
нсита γ′
1
нсита в р
ащении в
лмаза. Ка
ескольких
хностью р
Морфолог
вавшихся
у решетка
2.3. Стер
исталла (а)
в сплаве T
аны систем
200]
ньшения у
енсита обр
на морф
(2Н) в
разрезе им
сплавах
аждая сам
х вариан
раздела, п
гия
са
я при В2→
ами В2 и
реографиче
и графиче
Ti-40Ni-10C
мы аккомод
упругой э
разуют са
ология с
сплавах
меют вид
Cu-Al-Ni
моаккомод
нтов мар
представля
амоаккомо
→В19′ пе
В19′ сущ
еская про
еская иллю
Cu (б) и В
дационного
энергии р
амоакком
самоакком
на осно
д копья. С
i сопрово
дированн
артенсита
яющей со
одирован
ереходе в
ществует
оекция пл
юстрация са
В19′ в ник
о двойнико
различны
модирован
модирова
ове меди
Самоакко
ождается
ная группа
, отделе
обой плос
нных
в
в TiNi ра
12 соотн
лоскостей
амоаккомо
келиде тит
ования вну
ые криста
нные груп
анных гр
, в кото
омодация
образован
а в форме
енных д
скость дво
вариантов
ссмотрен
ношений,
и напр
одированны
тана (в) (д
утри марте
аллографи
ппы. Дост
рупп вар
орых кри
я при DO
нием стр
е алмаза с
друг от
ойникова
в
март
на в работ
что прив
равлений
ых групп
для В19′
енситной
ические
таточно
риантов
исталлы
O
3
→18R
уктуры
состоит
друга
ания.
тенсита,
те [12].
водит к
45
24 вариантам мартенсита. Проведенный авторами анализ показал, что
морфология самоаккомодированных групп мартенсита в разрезе имеет вид
треугольника и состоит из 3-х или 4-х мартенситных вариантов,
сгруппированных вокруг одного из трех полюсов {011}
B2
. Поверхность
раздела между каждыми двумя из трех вариантов соответствует плоскости
двойникования для направления <011>
В19′
(тип I) или плоскости {001}
В19′
(объединенный тип II) - рисунок 2.3. Такие самоаккомодированные группы
образуются во всех сплавах, в которых протекает В2→В19′ МП.
В сплаве Ti
50
Ni
40
Cu
10
реализуется В2→В19 МП. Вследствие того, что
одна из главных деформаций этого МП равна нулю габитусная плоскость
является микроскопически инвариантной, что не требует протекания
аккомодационной деформации и обеспечивает высокую подвижность
габитусной плоскости. Самоаккомодация же различных вариантов
мартенсита достигается путем комбинации трех вариантов мартенсита
вокруг каждой из осей семейства <111> исходной фазы. Это приводит к
морфологии мартенситных кристаллов, которая представляет в разрезе
треугольник и сводит на нет деформацию формы соседних кристаллов (рис.
2.3).
В сплавах Fe-Pd; In-Ti, на основе Мn и TiNi (табл. 2.1 и 2.2) ГЦК-ГЦТ
и В2-R переходы не являются фазовыми превращениями I рода. Они
характеризуются практически полным отсутствием двухфазной области и
гистерезиса. При превращении также отсутствует габитусная плоскость.
Из геометрических соображений ГЦК→ГЦТ и В2 (ОЦК)→R
(ромбоэдрическая) переходы представляются как непрерывные переходы,
когда бесконечно малая деформация в каком-либо кристаллографическом
направлении изменяет симметрию кристаллической решетки. Для
ГЦК→ГЦТ перехода это происходит путем возникновения тетрагональных
искажений за счет деформации в одном из направлений семейства <100>, а
для B2→R - за счет увеличения расстояния в направлении <111>. При этом
деформация решетки увеличивается по мере усиления ее искажения с
уменьшением температуры. Безгистерезисность при обратном превращении
обеспечивается возвратом к симметрии решетки исходной фазы при той же
температуре, при которой она изменялась при охлаждении.