6.3. Фазовые и структурные превращения

6.3.1. Мартенситное превращение

Мартенситные превращения (МП) - это структурные фазовые превращения первого рода, имеющие бездиффузионный кооперативный характер. Они реализуются согласованным смещением соседних атомов на расстояния меньше межатомных и характеризуются строгой кристаллографической связью между решетками исходной и конечной фаз, изменением формы превращенной области 151J. Впервые мартенситное превращение было обнаружено в сплавах железа. Под ним понимали первоначально бездиффузионное превращение высокотемпературной ГЦК фазы (аустенита) в низкотемпературную объемноцен- трированную тетрагональную (ОЦТ) фазу - мартенсит[1]. В настоящее время установлено, что бездиффузионные сдвиговые превращения являются одним из основных видов фазовых превращений в твердых телах и не ограничиваются сплавами железа. Часто мартенситные превращения подразделяют на атермическое, в том числе термоупругое, и изотермическое. Принципиальной разницы между атермическим и изотермическим превращениями нет, один вид может переходить в другой при изменении термодинамического стимула [52J.

Важной чертой мартенситного превращения является его обратимость: частичная или полная в случае термоунругого превращения. Образование кристалла мартенсита внутри исходной высокотемпературной но отношению к мартенситу фазы приводит к возникновению упругой и поверхностной энергии. Если аккомодация кристаллов мартенсита и матрицы не сопровождается пластической деформацией, то мартенситное превращение может иметь полностью обратимый (термоупругий) характер. Температурный гистерезис между прямым и обратным превращениями в этом случае невелик, при обратном превращении полностью восстанавливается структура высокотемпературной фазы.

Если различие решеток при мартенситном превращении велико и не может быть аккомодировано упругим образом, превращение сопровождается пластической деформацией. При пластической деформации возникают дефекты кристаллической решетки, препятствующие скольжению границы между фазами. В этом случае обратное

МП идет не по пути «зеркального» уменьшения кристаллов мартенсита, а путем зарождения и роста кристаллов высокотемпературной (аустенитной) фазы в мартенситной матрице. В результате происходит увеличение числа ориентировок высокотемпературной фазы, а МП носит нетермоуиругий характер. Резкой границы между термо- упругим и нетермоуиругим превращением нет, так как все МП в той или иной степени являются обратимыми. Различие между ними определяется величиной гистерезиса между прямым и обратным превращениями.

Атермическое, взрывное, термоупругое и изотермическое мартенситные превращения отражаются на температурных зависимостях внутреннего трения. Согласно П. Клэппу [53J мартенситное превращение подразумевает «...согласованное движение групп атомов через межфазную поверхность, вызывающее изменение формы и сопровождающееся акустическими (то есть неупругими) эффектами».

Неустойчивость кристаллической решетки в области фазового превращения вызывает значительные неупругие деформации и аномальное рассеяние энергии. Поэтому основными методами выявления превращения этого вида являются: наблюдение границы раздела между исходной и образующейся фазами, дилатометрический анализ изменения формы и механическая спектроскопия акустических шумов. Другие виды фазовых превращений также могут приводить к акустическим эффектам, однако производимые мартенситным превращением сигналы легко отличимы от других сигналов. Атермическая и тем более взрывная кинетика МП из-за своей скорости, близкой к скорости звука в исследуемом металле, отражается на кривых внутреннего трения резкими всплесками и «уходом нуля» при измерениях.

С точки зрения внутреннего рассеяния энергии, наибольший интерес в теоретическом и практическом смысле представляет термо- упругое мартенситное превращение (ТУМП). Развитие как прямого, так и обратного ТУМП сопровождается пиком внутреннего трения, положение которого не зависит от частоты колебаний, то есть он не является термически активированным пиком. Характерным признаком ТУМП является «размягчение» модуля упругости обеих фаз в районе температуры фазового превращения, приводящее к возникновению дефекта модуля АЕ (рис. 6.8). При приближении к температуре фазового равновесия кристаллогеометрические структуры фаз сближаются и уменьшаются константы упругости, приводя либо к резкому перегибу, либо к возникновению дефекта модуля.

Схема вклада различных механизмов в рассеяние энергии и изменения модуля упругости при прямом мартенситном превращении

Рис. 6.8. Схема вклада различных механизмов в рассеяние энергии и изменения модуля упругости при прямом мартенситном превращении

Изменения упругих характеристик и внутреннее рассеяние энергии при фазовом превращении отражают различные аспекты поведения исходной фазы в ходе мартенситного превращения, приводя к различным амплитудозависимым и амплитудонезависимым эффектам. Амплитудонезависимое внутреннее трение, связанное с мартенситным превращением, состоит из грех независимых компонент (см. рис. 6.8):

Физический смысл каждой из компонент обсуждается ниже. На шкале абсцисс рис. 6.8 указана температура и точки начала и конца мартенситного превращения. Однако в более общем смысле МП может быть вызвано изменением: 1) температуры (обычное атермиче- ское МП при охлаждении); 2) времени выдержки (изотермическое МП, открытое Г.В. Курдюмовым для сталей на основе систем Fe-Ni- Mn, Fe-Ni-Cr, Fe-Ni-Mo); 3) напряжения или давления (термоупругое МП); А) магнитного поля (некоторые сплавы Гейслера). Механическая спектроскопия при изучении мартенситного превращения дает возможность получать информацию об общем поведении материала при обратимом превращении, критических температурах превращения, температурном интервале превращения и гистерезиса, неупругом рассеянии энергии превращения, доли объема, претерпевшего превращение, дефекте модуля, микродеформации сдвигом, иредмар- генситном состоянии материала.

Рассмотрим физический смысл каждой из компонент в уравнении (6.16). В отечественной литературе отсутствует устойчивая терминология относительно этих составляющих, поэтому за основу взяты англоязычные термины.

1. Intrinsic Qj~J(T) (равновесная, собственная или фоновая) компонента ВТ фазового превращения в уравнении (6.16) есть суммарное значение ВТ в сосуществующих фазах с учетом их объемного соотношения, которое изменяется в зависимости от температуры по

«правилу смесей»: где Q^ и

<2д' - внутреннее трение мартенситной и аустенитной (высокотемпературной) фазы; Ум - объемная доля мартенсита.

Поскольку мартенситная фаза содержит большее количество дефектов, то, как правило, внутреннее зрение в ней гораздо выше, чем в высокотемпературной фазе (см. рис. 6.8), из которой мартенсит образовался. Это обусловлено высокой подвижностью г раниц между разными мартенситными вариантами и высокой плотностью дислокаций 1541.

Исключение представляют метамагнитные сплавы Гейслера[2]. При определенном составе в них может реализоваться нестандартная ситуация - демпфирование в аустенитной фазе оказывается на порядок выше, чем в мартенситной фазе. Этот эффект достигается из-за того, что высокотемпературная аустенитная фаза является ферромагнитной, в то время как низкотемпературная фаза - мартенсит - является парамагнитной. В результате магнитное рассеяние энергии в аустенитной фазе, формирующееся из-за макровихревых токов и магнито- упругого гистерезиса, играет доминирующую роль и внутреннее трение в аустенитной фазе оказывается выше, чем в мартенсите. На рис. 6.9 приведены результаты измерения температурной зависимоста внутреннего трения сплава при двух различных амплитудах колебаний в магнитных полях различной напряженности от 0 до 4,2 кА/м [55J. Температура прямого мартенситного превращения 257 К, температура Кюри 386 К. Разница во внутреннем трении (рис. 6.9, вставка) отражает вклад магнитных потерь в аустенитной фазе. Наложение внешнего магнитного поля, как и следует ожидать, подавляет этот эффект.

ТЗВТ (f~ 91 кГц) образца Ni^Mn^CojInoj в магнитных полях различной напряженности (Я) и двух амплитудах

Рис. 6.9. ТЗВТ (f~ 91 кГц) образца Ni^Mn^CojInoj в магнитных полях различной напряженности (Я) и двух амплитудах: ?, = 5-10 7 и г,2 = 2-КГ6; стрелки указывают направление изменения температуры; вставка: разница между кривыми внутреннего трения при больших и меньших амплитудах (D. Salas et al, 2012)

2. Phase transition Qp'T(T) (фазового превращения) компонента ВТ в уравнении (6.16) формирует сравнительно небольшой максимум на температурной зависимости внутреннего трения (см. рис. 6.8). Ее природа связана с обратимой подвижностью межфазных границ «мартенсит - аустенит» в иоле приложенных напряжений и, в некоторых случаях, с так называемым предмартенситным состоянием высокотемпературной фазы, в которой формируются субмикроскопические зародыши мартенситной фазы. С.Б. Кустовым (1995) предложена методика разделения этих механизмов в сплавах. Она заключается в измерении амплитудонезависимого и амплитудозависимого внутреннего трения. Максимум амплитудозависимого ВТ обусловлен предмартенситными явлениями и располагается при температуре выше Ms (приложенное напряжение способствует росту зародышей), в то время как максимум амплитудонезависмого ВТ обусловлен сосуществованием фаз и находится между Ms и Mf. (рис. 6.10) Таким образом, по положению экспериментального максимума на кривой Q~Pj{T) относительно Ms при прямом и Аг при обратном МП можно определить его природу.

Компоненты Q~] (Т) и QplT(T) при МП можно выделить из общего спектра внутреннего трения либо путем измерения на высоких частотах, либо в условиях статирования температуры, то есть в тех случаях, когда подавляется появление третьей компоненты - Qjr.

Схема зависимости Q'(T) для преимущественно

Рис. 6.10. Схема зависимости Qp'r(T) для преимущественно

амплитудонезависимого (а) и амплитудозависимого (б) процесса:

I - предмартенситные явления, 2 - сосуществование двух фаз

Равновесная компонента внутреннего трения фазового превращения Qp'T(T) не зависит от скорости изменения температуры при измерениях и вносит вклад в формирование ника мартенситного превращения даже в изотермических условиях. Эта компонента вносит наиболее существенный вклад в кГц-диапазоне частот (и выше). Основные аналитические зависимости Q~P{T) в рамках существующих моделей приведены в табл. 6.3. Согласно Мерсье, причина внутреннего трения кроется в дислокационной релаксации, модели Коши- мидзу и Кушка опираются на теорию фазовых превращений Ландау.

Таблица 6.3

Математическое описание величины QP'r(T) в рамках различных существующих моделей

Мерсье и др. (1976)

XL'Bw

X - плотность дислокаций и L - длина дислокационной петли; В - коэффициент вязкости; А - фактор анизотропии

Козимицу

(1981)

X:Mo)G„ от + 1/т’

F— функция ориентации дислокаций; G(, - нерелаксированный модуль; т - время релаксации

Кушка

(1985)

Х2М юС„

М- параметр типа превращения;

Х“ - параметр связи между напряжением и параметром порядка

(O' +1 / т2 + Х:Л7(7„ /X

3. Transient QTr (Т) (переходная) компонента ВТ при мартенситном превращении часто вносит основной вклад в формирование суммарного ника ВТ при прямом или обратном мартенситном превращении, в особенности в низкочастотном диапазоне частот колебаний. В отличие от компонент Q~](T) и QP (Т), «переходная» компонента рассеяния энергии <2т> (Г) измеряется в ходе нагрева или охлаждения с определенной скоростью, то есть при условии dT/dt = Т ФО. Она зависит от скорости изменения температуры, частоты колебаний и амплитуды напряжения при изменениях температурной зависимости внутреннего трения в районе фазового превращения. Рассеяние энергии, обусловленное компонентой Q^'(T), связывается с перемещением межфазных или двойниковых границ на значительные расстояния. Это возможно при относительно низких частотах колебаний при нагружении.

Существует несколько аналитических моделей описания Qjl(T) как следствия воздействия изменения температуры и приложенных напряжений. В.Н. Белко с соавторами [56] установили, что Qj' пропорционально относительному объему вещества, претерпевшему фазовое превращение в единицу времени и обратно пропорционально частоте колебаний. В дальнейшем это положение уточнялось и развивалось. Независимо от деталей во всех моделях учитываются такие факторы, как количество превращенной фазы за единицу времени (dnldt) (при непрерывном изменении температуры оно эквивалентно количеству превращенной фазы в единицу изменения температуры (дп/дТ)) и величину деформации превращения:

где о = oosincox (со - угловая частота колебаний); deHV - неупругая деформация за цикл колебаний; о0- максимальная амплитуда циклической деформации;./ - податливость материала при упругой деформации.

Согласно Делорму [57J, величина de„y пропорциональна объемной доле вещества, претерпевающей МП, и амплитуде деформирующего напряжения: de = kodn. Скорость фазового превращения (дп/дг) (где п - доля материала, претерпевшая мартенситное превращение, t - время) пропорциональна объемной доли вещества, претерпевшего мартенситное превращение при охлаждении (дп/дТ) и скорости изменения температуры во времени (г): (dn/dt) = (8n/8T){dT/8t), а компонента Qj' описывается уравнением (6.17).

Все модели предсказывают нелинейную зависимость QTl от

Т /сооо (рис. 6.11). Конкретные аналитические зависимости для различных моделей несколько отличаются в деталях, но в целом они могут быть обобщены в виде выражения

где К - константа материала; п - объемная доля образовавшегося мартенсита; f(t, со, с0) - функция скорости изменения температуры Т, частоты со и амплитуды напряжения Со.

Деджонгом с соавторами [58J применительно к ТУМП в выражений (6.18) учтено слагаемое, зависящее от напряжения: (дп/дг) = = (dn/dT)-(dT/dt) + (dn/da)-(ca/dt) в предположении, что имеется некоторое критическое напряжение (ас), необходимое для переориентации уже существующих мартенситных кристаллов или для образования новых кристаллов мартенсита под напряжением.

Обобщение существующих аналитических зависимостей приведено в табл. 6.4.

Схема зависимости Q[ от '/'/сосу, согласно модели Гремо [60J

Рис. 6.11. Схема зависимости QT[ от '/'/сосу, согласно модели Гремо [60J

Таблица 6.4

Выражения для функции /(7ш,о0) в уравнении (6.18) и для переходной компоненты внутреннего трения [59]*

Модель

Белко и др. (1969)

Делорм и др. (1973)

Гремо и др. (1987) (рис. 6.11)

Ванг и др. (1990)

Чанг и др. (1995)

Обозначения, использованные в таблице: г, т, с/, к и К- константы, г = 0 для материалов без дефекта модуля; V - критический объем; а - коэффициент уравнения Клаузиуса - Клапейрона (изменение температуры превращения под действием приложенных напряжений); А(Т)~ температурозависимый коэффициент; ?, - деформация превращения; Оо - амплитуда напряжения.

При постоянных значениях параметров проведения испытаний (?8T/dt, 8a/8t,f, ?0) соотношение между величиной ВТ |QT') и объемной долей образца, претерпевшей прямое или обратное МП в течение цикла колебаний (Ал), составляет Qj' = аДл, где а - константа материала. Относительную долю объема материала, претерпевшего фазовое превращение при постоянном напряжении, можно определить, реализуя различные условия проведения экспериментов по измерению ВТ: 1)Дл - (8n/8T)/f для превращения, индуцированного изменением температуры (о0, /= const, Т = var); 2) Дл - 1//при изотермических экспериментах (Г, о0 = const,/ = var); 3) Дл - (8c/8t)/f для превращения, индуцированного изменением напряжения (Т, /= const, g0 = var). Характерные для различных материалов зависимости переходной компоненты внутреннего трения (<2ту) от указанных параметров, по данным различных источников, приведены на рис. 6.12.

Диаграмма, иллюстрирующая экспериментально наблюдаемые зависимости переходной компоненты ВТ

Рис. 6.12. Диаграмма, иллюстрирующая экспериментально наблюдаемые зависимости переходной компоненты ВТ (Сан Гуан, 2001) от скорости измерения температуры, частоты и амплитуды колебаний и объемной доли превращенной фазы

Для каждого конкретного случая внутреннее трение в сплавах с мартенситным превращением имеет общие черты: Q~l ~ Тр / оУ, где р и / - коэффициенты, равные единице в модели Белко и варьируемые в остальных моделях. Основным фактором остается линейная зависимость Qj' от дп/дТ. Согласно Чангу объемная доля образовавшейся фазы точно соответствует нормализованному на единицу интегралу внутреннего трения.

Термоунругое мартенситное превращение лежит в основе таких эффектов, как эффект запоминания формы и высокое демпфирование. Для их практического применения имеет значение характер петли гистерезиса при температурах от А{ до Т0. В вибропоглощающих сплавах стремятся уменьшить гистерезис термоупругого мартенситного превращения, расширить его температурный интервал «A/s- Мр> и повысить градиент механоупругости dV/dc. Высокий уровень демпфирующей способности сплавов с термоупругим мартенситом при низких температурах может быть связан и с другими источниками затухания колебаний: с упругим двойникованием (Mn-Cu), с обратимым перемещением межфазных границ между различными модификациями мартенсита (Ni-Ti, сплавы Си) и др.

В случае обратимого, но не термоуиругого мартенситного превращения многократное термическое циклирование через интервал прямого и обратного превращения влияет на параметры превращения. Так, в сплаве Fe-22Mn-3Si термоциклирование через интервал у <-> ? мартенситного превращения приводит к увеличению гистерезиса превращения и способствует развитию авгокаталитичности процесса обратного превращения (рис. 6.13). Причиной этого эффекта по данным просвечивающей электронной микроскопии является накопление дефектов кристаллического строения как в мартенситной, так и в аустенитной фазах [61J.

Сверхупругие металлические материалы характеризуются значительным гистерезисом при нагружении и разгрузке (рис. 6.14). Упругая энергия, возвращаемая материалом при разгрузке, значительно меньше энергии, требуемой для деформирования материала. Рассеянная материалом энергия, определяемая как разница затраченной энергии при нагружении и разгрузке, оказывается достаточно высокой. Для практического применения необходимо иметь высокие значения напряжения «плато» при нагрузке и низкие значения - при 170

разгружении. Такие материалы, например сплавы Ni-Ti, имеющие сверхупругую деформацию порядка 8 %, находят применение при проектировании зданий в сейсмически неблагополучных регионах, а также применяются при демпфировании низкочастотных колебаний в космических конструкциях [62]. Однако напряжение превращения согласно закону Клаузиуса и Клайперона линейно увеличивается с температурой, что ограничивает практическое применение этих материалов. Эффект сверхупругости обнаружен также на микро- и наноуровне при использовании сверхупругих углеродных наногрубок и изучается для наногрубок из нитрида бора [63J.

Влияние числа циклов «нагрев - охлаждение» в интервал

Рис. 6.13. Влияние числа циклов «нагрев - охлаждение» в интервале 20...350 °С на положение и форму пиков внутреннего трения {/= 0,3 Гц, ?о = 3-10'5) (а) и пиков тепловыделения при мартенситном превращении в сплаве Fe-22Mn-3Si в отожженном состоянии (б)

Диаграмма нагружения при сверхупругости

Рис. 6.14. Диаграмма нагружения при сверхупругости: е, - наведенная, ?,. - обратимая деформация

Первые упоминания о развитии мартенситного превращения при постоянной температуре относятся к началу 1900-х гг. Современный этап в изучении изотермического мартенситного превращения начался с работ Г.В. Курдюмова и О.П. Максимовой. Скорость роста кристаллов мартенсита при изотермическом превращении, как и при атермическом превращении, близка к скорости звука. Зависящей от времени компонентой мартенситного превращения, определяющей изотермический характер превращения, является термически активируемое зарождение кристаллов мартенсита.

Изотермическое мартенситное превращение может наблюдаться как в сочетании с атермическим мартенситным превращением, так и без него, а также оно возможно при обратном мартенситном превращении. Изотермическое мартенситное превращение наблюдается во многих сплавах на железной (например, Fe-Ni, Fe-Ni-Cr, Fe-Ni-Mo, Fe-Ni-Mn, Fe-Mn) и нежелезной (Cu-Zn-Al, Cu-Ge, Cu-Sn-Ge, Cu-Sn- Ga, Mn-Cu, Mn-Ge, Со) основе при температурах вблизи комнатной и ниже [52J. Температурная зависимость скорости изотермического мартенситного превращения при снижении температуры описывается кривой с максимумом. Присутствие атермического мартенсита часто способствует существенному ускорению изотермического МП. В сталях и сплавах с парамагнитным аустенитом и ферромагнитным мартенситом магнитное поле приводит к увеличению разности энергий Гиббса и повышению температуры равновесия фаз. Влияние постоянного магнитного поля на параметры изотермического мартенситного превращения (повышение температуры превращения и увеличение его скорости) впервые было исследовано Э.И. Эстриным (1965) на сплаве Н23ГЗ и в дальнейшем было подтверждено на ряде других сплавов.

Скорость изотермического превращения зависит от дефектной структуры исходной фазы - от предварительной пластической деформации, фазового наклепа, облучения. Изотермическое мартенситное превращение является особо чувствительным к структурному состоянию материала. В этом отношении механическая спектроскопия предоставляет дополнительные возможности как для изучения параметров самого превращения, так и для установления влияния тонкого строения высокотемпературной фазы на мартенситное превращение. К сожалению, исследований изотермического мартенситного превращения методами механической спектроскопии мало.

В Fe-Ni-Mo сплавах с 0,002...0,088 % С наблюдается двойная кинетика превращения, в которой присутствует как изотермическая, так и агермическая компоненты. Соотношение между этими компонентами зависит от содержания примесей внедрения (С + N). При низком содержании углерода в сплаве температура начала агермиче- ского превращения повышается.

По кривым амплитудной зависимости внутреннего трения установлено, что при уменьшении содержания углерода наблюдается уменьшение степени закрепления дислокаций в аустените (энергия связи углерода с дислокациями составила 0,1...0,2эВ) и соответственно сопротивление торможению движения межфазной границы [64J. При непрерывном охлаждении изотермическая кинетика рассеяния энергии (Q"') при мартенситном превращении, как и изменение магнитного и теплового сигналов, имеет плавный характер в отличие от агермической кинетики превращения (рис. 6.15, а), который обусловлен протеканием термически активируемого фазового превращения при охлаждении ниже комнатной температуры и при последующем отогреве. Энергия активации изотермического превращения, определенная по данным внутреннего трения в рамках теории скоростей реакций [65J, составляет 2,5... 10 кДж/моль. Столь низкие значения энергии активации изотермического мартенситного превращения трудно объяснить диффузионными процессами: например, энергия активации миграции атомов углерода в аустените, определенная по частотно-температурному сдвигу пика Финкель- шгейна - Розина, равна » 130 кДж/моль.

Пик изотермического мартенситного превращения отчетливо фиксируется при измерении ТЗВТ как при охлаждении, так и при последующем нагреве. Чем в большей степени прошло изотермическое превращение при охлаждении (чем выше пик ВТ), тем в меньшей степени оно реализуется при последующем нагреве, и наоборот. Если при измерениях внутреннего трения прервать охлаждение и сделать изотермическую выдержку в районе ника изотермического мартенситного превращения, уровень внутреннего трения значительно уменьшается, как и в случае переходной компоненты ВТ

(Qt!) при термоуиругом мартенситном превращении.

Сплав Fe-25Ni-4Mo с разным содержанием углерода

Рис. 6.15. Сплав Fe-25Ni-4Mo с разным содержанием углерода: а - температурные зависимости внутреннего зрения (?)“', КГ4) (/), магнитного (2) и теплового (5) сигналов в сплаве с 0,002 (вверху) и 0,088 % С (внизу) с изо- и атермическим МП соответственно; б - влияние содержания углерода на тангенс угла наклона амплитудных зависимостей ВТ (tga) и высоту пика Финкелынтейна - Розина (Йфр ') в аусзените (вверху) и температуру начала изо- и атермического превращения (внизу)

Значения температуры начала атермического и изотермического мартенситного превращения коррелируют с параметрами внутреннего трения - тангенсом угла наклона амплитудных зависимостей внутреннего трения и высотой ника Финкелынтейна - Розина в аустените (рис. 6.15, б). Распределение атомов углерода в аустените предопределяет реализацию различных типов превращений: сегрегирование атомов внедрения на дислокациях повышает релаксационную стойкость аустенита и способствует переходу от изо- к атермическому типу превращения и к взаимному смещению линий С-образных диаграмм изотермического распада (которые также могут быть построены методом внутреннего трения) и температуры начала атермического превращения. Образование примесных атмосфер на дислокациях снижает роль дислокаций как мест зарождения изотермического мартенсита в результате компенсации атомами внедрения энергии упругих искажений вокруг дислокации и повышения энергии образования зародыша мартенсита, уменьшает подвижность дислокаций и повышает релаксационную стойкость аустенита, то есть препятствует развитию изотермической кинетики зарождения и развития мартенситного превращения. Смена типа мартенситного превращения обусловлена изменением термодинамического барьера для превращения в аустените и повышением его релаксационной стойкости.

Внутреннее трение собственно в мартенсите принято разделять на линейное (или амплитудонезависимое, <2о ') и нелинейное (или амплитудозависимое, Q ' = <2о 1 + <2л 1 (см. рис. 5.1). Существует ряд физических моделей, которые описывают как амплитудонезависимое, гак и амплитудозависимое внутреннее трение в мартенсите [66J. Однако ни одна из них не обладает достаточной общностью, чтобы адекватно описать рассеяние энергии в различных группах материалов со структурой мартенсита. Так, «струнная» дислокационная модель Гранаго и Люкке (1956) хорошо объясняет амплитудонезависимое внутреннее трение при высоких частотах (МГц-диапазон), но предсказывает линейное падение внутреннего трения с понижением частоты, что противоречит экспериментальным данным.

Модели амплитудозависимого внутреннего трения делятся на модели «отрыва» и модели «трения». К моделям отрыва относится модель Гранато- Люкке и ее модификации (см. главу 5). В этих моделях предполагается, что нелинейное демпфирование является результатом гистерезиса в поведении материала иод нагрузкой из-за процессов открепления и перезакрепления дислокаций точечными дефектами (рис. 6.16, а). Этот подход нашел экспериментальное подтверждение в сплавах системы Au-Cd.

В модели трения подразумевается, что дислокация, колеблющаяся в поле приложенных напряжений, преодолевает несколько рядов точечных дефектов, относительно гомогенно распределенных по объему материала. Тип петли гистерезиса для этого случая представлен на рис. 6.16, б. Модели этого типа адекватно отражают ситуацию в Cu-Al-Ni и ряде других сплавов. Оценить, какой тип моделей наиболее адекватно описывает экспериментальные данные, то есть понять, каким образом реализуется подвижность дислокаций под напряжением, можно по отношению амплитудозависимого внутреннего трения к дефекту модуля: г = л<2л '/(ДМ/М)/,. Значение параметра г не зависит от амплитуды напряжения, а зависит только от показателя степени п в уравнении Qh 1 - г0", причем г - п/(п + 2) в моделях отрыва и г = 4п/(п+2) в моделях трения.

Схема петель гистерезиса «напряжение - неупругая деформация» для моделей отрыва (а) и трения (б)

Рис. 6.16. Схема петель гистерезиса «напряжение - неупругая деформация» для моделей отрыва (а) и трения (б)

Мартенсит является неравновесной фазой в сплавах, которая стремится достичь более равновесного состояния посредством различных диффузионных процессов. Скорость диффузионных процессов определяется отношением температуры старения, в большинстве случаев эго комнатная температура, к температуре плавления. Старение мартенсита оказывает значительное влияние на его неунругие свойства. При старении мартенсита может происходить перераспределение атомов в решетке, например упорядочение или расслоение твердого раствора замещения в сплавах на основе меди, и закрепление дислокаций и границ двойников точечными дефектами (вакансиями, примесными атомами). Стабилизация мартенсита приводит к значительному понижению уровня внутреннего трения в мартенсите, делая его сопоставимым с внутренним трением в аустените в результате закрепления линейных и поверхностных дефектов в мартенсите.

Плотность дислокаций при закалке в сталях мартенситного класса превышает на несколько порядков плотность дислокаций в аустените, из которого мартенсит образовался. После закалки в мартенсите может происходить диффузионное перераспределение атомов замещения и внедрения в кристаллической решетке. Например, свежезакаленный мартенсит в сталях, содержащий незакрепленные дислокации высокой плотности, напоминает феррит после пластической деформации. Атомы углерода мигрируют к образовавшимся в ходе фазового превращения дислокациям, закрепляют их, тем самым понижая их подвижность. Этот процесс находит отражение в уменьшении тангенса угла наклона амплитудных зависимостей ВТ (tgaA3BT) при старении.

В ферромагнитных сплавах памяти формы внешнее напряжение приводит к взаимодействию упругих мартенситных и магнитных доменов. Обе эти составляющие структуры являются достаточно мощными ресурсами демпфирования колебаний и используются при создании сплавов высокого демпфирования. Тем не менее в ферромагнитных мартенситых сплавах магнитомеханическое демпфирование не играет главенствующую роль из-за высоких внутренних напряжений в мартенсите, подавляющих гистерезисное внутреннее трение магнитной природы.

Релаксационные пики внутреннего трения в мартенсите наблюдаются в мартенситных сплавах различных систем. В сплавах системы Ni-Ti обнаружен пик Бордони из-за движения частичных дислокаций на границах двойников и ник при -200 К = 0,38 эВ, Vo = 6-109 с”1). В наводороженных Ni-Ti сплавах уровень демпфирования может достигать очень высоких значений из-за взаимодействия водорода с различными дефектами решетки в мартенсите, что представляет интерес для практического применения. В сплавах системы Cu-Al-Ni с у'-маргенситом имеется релаксационный пик внутреннего трения (Н = 0,8 эВ) из-за движения границ двойников. Часто пики внутреннего трения в мартенсите оказываются амплитудозависимыми, что не укладывается в концепцию «чисто» релаксационных пиков для стандартного неупругого твердого тела.

При частоте около 1 Гц в дислокационном Fe-C мартенсите, образующемся выше комнатной температуры, наблюдается ник внутреннего трения при 250 °С (250°пик) с параметрами, близкими к дислокационному пику Снука - Кё - Кестера в деформационном феррите. 250°ник в мартенсите наблюдался также в высокоуглеродистых низколегированных сталях. В сплавах системы Fe-Ni-C (15...30 масс. % Ni, 0,1... 1 масс. % С) с температурой образования двойникового мартенсита ниже комнатной пик внутреннего трения при этой частоте наблюдается при 160 °С (160°пик). Степень релаксации 160°пика повышается с увеличением содержания Ni и С и понижается при увеличении степени холодной деформации, а также после отжига выше 200 °С. Параметры 160°пика значительно отличаются от 250°пика и деформационного ника в феррите. Наиболее вероятной гипотезой о природе этих ников является гипотеза о движении границ двойников, содержащих атмосферы атомов углерода (160°пик) и движение дислокаций с примесными углеродными атмосферами (250°пик) [67].

Максимум внутреннего трения в интервале температур ниже комнатной при отогреве закаленных на мартенсит Fe-Ni образцов проявляется в той или иной степени во всех сплавах независимо от того, какой тип превращения - атермический или изотермический - ему предшествовал. При отогреве после завершения мартенситного превращения наблюдаются также максимумы внутреннего трения при температуре выше комнатной. Пики внутреннего трения при температурах ниже комнатной, обусловленные изотермическим мартенситным превращением, наблюдаются при отогреве Fe-Ni-Mo и Fe-Cr-Ni- Мо сплавов от азотных температур практически при тех же температурах, что и при охлаждении. При отогреве высота пиков дополнительно зависит от степени завершенности мартенситного превращения при охлаждении и содержания углерода в сплаве (рис. 6.17, а). Чем меньше углерода, тем более выражено изотермическое МП в сплаве при отогреве. Пики внутреннего трения при отогреве имеют место даже в случае атермического МП (Fe-Ni-Mo) при охлаждении.

Высокотемпературный мартенситный максимум внутреннего трения наблюдается в интервале температур 160...250 °С (см. рис. 6.17, а). Пики внутреннего трения, наблюдаемые непосредственно в мартенситной фазе, существенно зависят от строения мартенсита. Пики при =160 °С (1 Гц) обусловлены движением границ двойников в образовавшемся изотермическом мартенсите, высота пиков растет с увеличением содержания углерода в сплаве. Пики при 220 °С аналогичны пикам в углеродистых сталях и типичны для мартенсита с дислокационной структурой. Анализ эффектов внутреннего трения при отогреве от промежуточных температур после различных режимов закалки выявляет суперпозицию 220°пиков в мартенсите и ников Финкельштей- на - Розина в остаточном аустените (рис. 6.17, б).

ТЗВТ (f~ 1 Гц) закаленных на аустенит сплавов Fe-25,9%Ni-4,4%Mo с изотермическим

Рис. 6.17. ТЗВТ (f~ 1 Гц) закаленных на аустенит сплавов Fe-25,9%Ni-4,4%Mo с изотермическим (0,002 и 0,041 % С) и атермическим (0,069 и 0,088 % С) МП при охлаждении и последующем отогреве (а); б - ТЗВТ (f~ 0,7 кГц) сплава Fe-25,9%Ni-4.4%Mo-0,088%C: I - закалка на аустенит (1150 °С, вода);

2 - то же + охлаждение до М/т; 3 - после (/) и охлаждение до -196 °С; 4 - отжиг при 600 °С, 1ч + охлаждение до М/т; 5 - отжиг при 450 °С, 1ч + охлаждение до М/т; 6 - отжиг при 550 °С, 1ч охлаждение до М/т; 7 - отжиг при 500 °С, 1ч + охлаждение до М/т (Головин С.А. и др„ МиТОМ, 1999, №8, с. 34-40)

При охлаждении сплавов до температуры жидкого азота формируется устойчивый максимум внутреннего трения, обусловленный рассеянием энергии в мартенситной фазе. Для сплавов Fe-Ni-Mo с превращением атермического типа (> 0,04 % С) в Гц-диапазоне частот также появляется и растет с повышением содержания углерода пик внутреннего трения при 160 °С (при 0,7 кГц он проявляется при 220...260 °С). Образование микроскопических концентрационных неоднородностей в аустените при его отжиге перед мартенситным превращением оказывает существенное влияние на формирование температурного спектра внутреннего трения при отогреве закаленных сталей. Это влияние в основном заключается в изменении соотношения вкладов в неунругость мартенситной и аустенитной фаз в соответствии с влиянием концентрационных неоднородностей на параметры мартенситного превращения.

  • [1] Термин «мартенсит» происходит от фамилии немецкого металлурга АдольфаМартенса (1850-1914), впервые наблюдавшего под оптическим микроскопом специфическую структуру закаленной стали.
  • [2] Сплавы Гейслера - это тройные интерметаллические соединения со стехиометрическим оотношением X2VZ, где X и У могут быть переходными элементами,a Z - это лу>элемент. Эти сплавы являются весьма перспективными для примененияв современных микроэлектромеханических устройствах, так как обладают несколькими типами мартенситных фазовых переходов. Мартенситные и межмартенситныефазовые переходы обусловливают эффект памяти формы. Кроме того, особая кристаллическая структура сплавов данного типа приводит к появлению ферромагнетизма в сплавах, не содержащих ферромагнитных компонентов. Мартенситный переход может быть осуществлен не только при помощи температурного воздействия,но и в результате приложения магнитного поля.
 
Посмотреть оригинал
< Пред   СОДЕРЖАНИЕ ОРИГИНАЛ   След >