Динамические модели формирования двойников превращения и полос неоктаэдрического сдвига

ОГЛАВЛЕНИЕ
ВВЕДЕНИЕ...................................................5
ГЛАВА 1. ИНФОРМАЦИЯ, СУЩЕСТВЕННАЯ ДЛЯ ПОСТАНОВКИ ЗАДАЧИ......................................................9
1.1. Основные представления о реконструктивных мартенсит-ных превращениях (на примере у-а превращения в сплавах на основе железа)....................................10
1.2. Суть концепций гетерогенного зарождения и волнового роста кристаллов мартенсита..........................14
1.3. Характерные особенности формирования полос нсоктаэд-рического сдвига в ГЦК - монокристаллах..............22
1.3.1. Ориентировки границ полос неоктаэдрического сдвига в монокристаллах сплава А1-3% Си.......................22
1.3.2. Ориентировки границ полос неоктаэдрического сдвига в монокристаллах сплава РПзРе при сжатии вдоль направления [001]............................................24
1.4. Основные положения простой кристонной модели формирования полос сдвига.................................28
1.5. Физическая постановка задачи исследования.......33
ГЛАВА 2. ДИНАМИЧЕСКИЙ МЕХАНИЗМ ДВОЙНИКОВАНИЯ ПРИ МАРТЕНСИТНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЯХ..................................39
2.1. Особенности предпереходного состояния и основные постулаты о динамической модели для волнового процесса, управляющего ростом мартенситного кристалла...................................................40
2.2. Распространение квазипродольной (относительно длинноволновой - £) волны сжатия по кристаллу с динамической
3
структурой смещений, описываемой (относительно коротковолновыми - б) стоячими.волнами 46
2.3. Вычисление отношения скоростей I - И 8 - волн при двой-никовании а - мартенсита в сплавах на основе железа.....................................................53
2.4. Распределения основной и ожидаемой двойниковой компонент в случае атермического мартенсита с габитусами типа {3 10 15}..........................................57
2.5. Распределения основной и ожидаемой двойниковой компонент в случае атермического мартенсита с габитусами
типа {2 2 5}...............................................65
2.6. Обсуждение результатов ..................................70
ГЛАВА 3. КРИСТОННАЯ МОДЕЛЬ ФОРМИРОВАНИЯ ПОЛОС СДВИГА С ГРАНИЦАМИ {ЬЬГ} В ГЦК МОНОКРИСТАЛЛАХ................................................73
3.1. Ограничение, накладываемое на состав кристонов условием их устойчивости......................................73
3.2. Критическое напряжение генерации кристонов...............79
3.3. Учет анизотропии модуля сдвига...........................85
3.4. Связь состава кристона с пороговыми значениями деформации.....................................................87
3.5. Интерпретация кривой <т - е для монокристаллов [001] ГИзЬе...................................................90
3.6. Аналог напряжения Пайерлса для кристонов и его ориентационная зависимость для сдвига (ИМ) [££2\\]...........96
4
3.7.Обсуждение результатов........................105
ЗАКЛЮЧЕНИЕ.............................................109
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ......................................112
ПРИЛОЖЕНИЕ. Зависимости соотношения толщин основной и двойниковой компонент р от пороговой деформации. Распределения компонент на пространственном периоде..................................123
5
ВВЕДЕНИЕ
Актуальность темы. Формирование полос сдвига, связанное с процессом локализации деформации, привлекает в последние годы внимание большого числа исследователей. В рамках общефизического принципа близкодсйствия основное внимание должно уделяться выявлению физических носителей сдвига, процессам их генерации и распространения. Построение содержательных моделей таких процессов представляет актуальную задачу физики твердого тела. Необходимыми этапами при создании моделей, очевидно, являются: анализ существующего экспериментального материала, физическая и математическая формулировки моделей и постановка новых экспериментов с целью проверки полученных выводов. В данной работе основное внимание уделяется построению динамических моделей двойникования мартенситных кристаллов при реконструктивном у-а мартснситном превращении и формированию полос неоктаэдрического сдвига в ГЦК - монокристаллах. Специфической особенностью первого процесса является высокая (сверхзвуковая) скорость роста основной и двойниковой компонент. Отражение этой специфики означает включение в волновую модель роста мартенсита (развиваемую, главным образом, в работах М.П. Кащенко с соавторами) коротковолновых смещений, действующих согласованно с относительно длинноволновыми смещениями. В свою очередь, к специфическим особенностям второго процесса относится сильное взаимодействие дислокаций двух систем октаэдрического сдвига с пересекающимися плоскостями скольжения. Отражение специфики этого процесса связано с построением модели генерации кристонов - носите-
6
лей сдвига супердислокационного типа. Успех построения моделей помимо упорядочения имеющейся информации и подтверждения (косвенного или прямого) справедливости развиваемых концепций открывает возможность постановки новых задач исследования.
Цель работы состоит в том, чтобы на основе информации о состоянии, предшествующем образованию двойников превращения и полос сдвига, развить модельные представления, отражающие физику процессов. Решение данной задачи потребовало:
1. формулировки алгоритма отбора областей кристалла, способных генерировать коротковолновые смещения в ходе распространения волнового процесса, управляющего ростом мартенситной пластины;
2. анализа распределения основной и ожидаемой двойниковой компонент в кристаллах мартенсита;
3. анализа условия генерации кристоиов обобщенными источниками Франка - Рида;
4. введения аналога напряжения Пайерлса для кристонов, несущих деформацию сдвига по нсоктаэдрическим (ИМ) плоскостям в ГЦК- решетке.
Научная новизна. Впервые получены и выносятся на защиту следующие основные результаты:
1. представления о динамической структуре иредпереходного состояния аустенита как суперпозиции стоячих волн смещений;
2. результаты расчетов распределений основной и ожидаемой двойниковой компонент в мартснситных кристаллах с габитусами типа (3 15 10) и (225);
7
3. интерпретация кривой о—8 в [001] - монокристаллах МзРе на стадии развитой пластической деформации как условия генерации кристонов;
4. ориентационная зависимость аналога напряжения Пайерлса тпк для кристонов и трактовка запрета, налагаемого им на генерацию кристонов.
Научная и практическая ценность работы. Полученные результаты развивают предложенные ранее модели: а) волновую модель управления ростом мартеситного кристалла, включая в структуру управляющего волнового процесса наряду с относительно длинноволновыми и коротковолновые смещения, действующие согласованно друг с другом; б) кристонную модель формирования полосы сдвига, существенно дополняя ее анализом условий устойчивости кристонов, их генерации и возможности распространения по неоктаэдрическим плоскостям ГЦК - решетки.
Новая информация важна для формирования экспериментальной и теоретической программ дальнейших исследований как при описании динамического механизма образования двойников превращения в мартенситном кристалле, так и при интерпретации образования полос сдвига в монокристаллических и поликристаллических образцах с симметрией решетки, отличающейся от ГЦК.
Апробация работы. Материалы диссертации были представлены на XIV Уральской школе металловедов - термистов (Ижевск, 1998), на IV Международной школе - семинаре «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах (Барнаул , 1998), II и III Международном семинаре «Актуальные проблемы прочности» им. В.А. Лихачева (Старая Русса, 1998, 1999), XXXV семинаре «Актуальные проблемы прочности» Механизмы деформации и разрушения перспективных материалов (Псков, 1999), V Межгосударственном семи-
8
парс «Структурные основы модификации материалов» (Обнинск, 1999), Международной конференции ICSSPT (РТМ’99) (Kyoto, 1999)
Публикации. Результаты работы опубликованы в 1 1 работах.
Структура диссертации. Диссертация состоит из введения, трех глав, заключения, списка литературы и приложения. Она изложена на 139 страницах машинописного текста, включая 35 рисунков, 18 таблиц и список литературы, содержащий 91 наименование.
В первой главе приводится информация о у-a мартенситном превращении в сплавах железа, а также основные закономерности и представления, относящиеся к формированию полос неоктаэдрического сдвига в ГЦК - кристаллах, дается физическая постановка задачи.
Во второй главе на основе постулата о распространении длинноволновых смещений по решетке, обладающей пространственной неоднородностью, описываемой комбинациями стоячих коротковолновых смещений, изучаются условия формирования двойникованных кристаллов мартенсита.
В третьей главе основное внимание уделяется анализу динамических аспектов кристонной модели: устойчивость кристонов, условия их генерации и изучение ориентационной зависимости аналога напряжения Пайерлса для кристонов на примере деформации [001] монокристаллов NijFc.
9
ГЛАВА 1. ИНФОРМАЦИЯ, СУЩЕСТВЕННАЯ ДЛЯ ПОСТАНОВКИ ЗАДАЧИ
Выбор в качестве объектов исследования процессов двойнико-вания (при реконструктивном мартснситном превращении (МП)) и образования полос сдвига (в монокристаллах с ГЦК - решеткой) не является случайным. Действительно, формирование двойниковых прослоек в физике пластической деформации также может интерпретироваться как формирование полос сдвига. Оба процесса могут рассматриваться в качестве неких предельных, взаимно дополнительных случаев. Первый из них протекает с высокой (скорее всего, сверхзвуковой) скоростью, за счет свободной энергии превращения и управляется, как и рост отдельного мартенситного кристалла (МК), волновым процессом, несущим пороговую деформацию, близкую к пределу упругости. Напротив, второй процесс может протекать с невысокой скоростью (в условиях умеренных скоростей пластической деформации), черпая энергию от внешнего источника, необходимую для выполнения критических условий генерации носителей сдвига. Подобно тому как в волновом процессе, управляющем двойникованием, динамическая структура фронта (межфазного слоя) волны описывается суперпозицией пары волн смещений, динамическая структура фронта полосы сдвига может описываться распределением смещений, возникающим при взаимодействии коллективов дислокаций, относящихся к двум системам сдвига с пересекающимися плоскостями скольжения. Оба процесса характеризуются высокой степенью локализации деформации, выявление механизма которой относят к числу актуальных проблем физики твердого тела.
10
1.1. Основные представления о реконструктивных мартенситных превращениях (на примере у-а превращения в сплавах на основе железа)
Напомним наиболее важные экспериментальные факты и существующие теоретические подходы, относящиеся к реконструктивным мартенситным превращениям, ярким примером которых служит у-а мартенситное превращение в сплавах на основе железа. При таких превращениях, протекающих с явно выраженными признаками перехода 1 рода, симметрии исходной и конечной фаз не связаны соотношением соподчинения.
Характерные признаки у-а мартенситного превращения
Кристаллическая решетка аустенита имеет ГЦК структуру, а низкотемпературная фаза имеет ОЦК для сплавов замещения (Ре-1М1, Ре-Мп) и ОЦТ решетку для сплавов внедрения (Ре-С, Ре-Ы). Важно отметить, что величина тетрагональности растет с концентрацией внедренного компонента.
Мартенситное превращение можно рассматривать как переход без изменения состава, подобный фазовым переходам в однокомпонентной системе. Для переходов первого рода температура равновесия фаз определяется равенством свободных энергий Гельмгольца, а необходимость затрат энергии на создание границы раздела фаз приводит к явлениям переохлаждения. Типичные значения температурного гистерезиса велики и достигают (А8-М8)«400К, то есть велики и величины переохлаждения То-М&=Л!}-То»200К. Существенным является и объемный эффект, оцениваемый в пределах 2-5%, причем
11
удельный объем a-фазы больше. Удельный тепловой эффект достигает сотен калорий на моль, вызывая при прямом МП разогрев образца на десятки градусов.
Морфологические признаки у-a мартенситного превращения
Мартенсит возникает в виде пластин с малым отношением толщины к другим линейным размерам либо в виде линзовидных кристаллов, в мидрибе которых хорошо выделена пластина, возникающая на первом этапе мартенситного превращения. Толщина пластины колеблется в пределах КГ7- 10'6 м.
1. Габитусная плоскость кристалла имеет несколько устойчивых ориентировок относительно кристаллографических осей у- и a-фаз. В системах Fe-C, Fe-Ni наблюдаются габитусные плоскости, близкие к {557} и {111} (до 0.6 вес.% С , до 29% Ni), {225}-(0.6-1.4 вес% С), {259} и {3 10 15}-( 1.4-1.8 вес.%С , 29-34 вес.% Ni ).
2. Форма превращенной области изменяется, создавая рельеф на поверхности металла. Изменение формы характеризуется параметрами макроскопического сдвига.
3. Между решетками у- и a-фаз имеется ориентационное соотношение, указывающее приблизительную параллельность плотно-упакованных плоскостей фаз: {111}г| |{110}а и углы разориентации между плотноупакованными направлениями в параллельных плоскостях.
4. Кристаллы мартенсита обнаруживают упорядоченность взаимного расположения. Так, кристаллы с габитусами {557} и {111} характеризуются тонкой дислокационной структурой и образуют пакеты примерно однонаправленных кристаллов. Для кристаллов с габитусами {225}, {259} и {3 1015} типичным является обра-