Влияние дефектов структуры на мартенситные превращения в системах с низкими упругими модулями

Кулагина, Валентина Васильевна

Влияние дефектов структуры на мартенситные превращения в системах с низкими упругими модулями тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

Кулагина, Валентина Васильевна АВТОР

кандидата физико-математических наук УЧЕНАЯ СТЕПЕНЬ

Томск МЕСТО ЗАЩИТЫ

1998 ГОД ЗАЩИТЫ

01.04.07 КОД ВАК РФ

Диссертация по физике на тему «Влияние дефектов структуры на мартенситные превращения в системах с низкими упругими модулями»

Автореферат диссертации на тему "Влияние дефектов структуры на мартенситные превращения в системах с низкими упругими модулями"

На правах рукописи

Кулагина Валентина Васильевна

Влияние дефектов структуры на мартенситные превращения в системах с низкими упругими модулями

Специальность 01.04.07-физика твердого тела

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Томск-1998

Работа выполнена в Сибирском физико-техническом институте имени академика В.Д. Кузнецова при Томском государственном университете

Научные руководители: доктор физико-математических наук,

профессор Дударев Е.Ф.

кандидат физико-математических наук, с.н.с. Жоровков М.Ф.

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук,

профессор Козлов Э.В.

доктор физико-математических наук, профессор Наумов И.И.

Ведущая организация: Алтайский государственный технический

университет, г. Барнаул

Защита состоится «30 998 г. в 14.30 час. на заседании

диссертационного совета К7 063.53^05 при Томском государственном университете по адресу. 634010, г. Томск, пр. Ленина, 36.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Томского государственного университета.

Автореферат разослан « ¿5 998 ]

Ученый секретарь диссертационного совета,

кандидат физико-математических наук дфн&еььф^ Анохина И.Н.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. В настоящее время большое внимание уделяется изучению материалов, претерпевающих мартенситные фазовые превращения. Это связано с тем, что данные материалы обладают уникальными физическими и механическими свойствами. Накануне мартенсктного превращения часто наблюдаются аномалии различных свойств материала, которые связаны с развитием структурной неустойчивости кристаллической решетки при приближении к точке мартенситпого перехода. Исследование причин возникающих аномалий позволяет получить важную информацию о физической природе и микроскопическом механизме подготовки кристаллической структуры к предстоящему мартенситному превращению. Понимание физики явлений, происходящих в предмартенситной области, неразрывно связано с вопросом о механизме зарождения мартенситной фазы и роли структурных дефектов в этом процессе.

С точки зрения влияния дефектов структуры на мартенситные превращения последние можно условно разделить на две группы: превращения существенно I рода и неявно выраженные превращения первого рода и близкие ко второму. К первой группе относятся стали и большинство сплавов на основе железа. Зарождение мартенситной фазы в данных материалах происходит на сложных дефектах структуры, таких как границы зерен, межфазные границы, свободная поверхность и т.д. Подобные дефекты, являясь микроконцентраторами напряжений, понижают активационный барьер зарождения мартенситной фазы. К материалам, претерпевающим "слабый" переход I рода или близкий ко II роду, относятся 1п-Т1, сплавы на основе благородных металлов, на основе Т1№ и другие. В материалах этой группы предпереходные аномалии наиболее выражены. Это проявляется в аномальном поведении электросопротивления, коэффициента внутреннего трения, размягчении модулей упругости, появляются провалы на кривых дисперсий фононов при характерных значениях волнового вектора, наблюдается диффузное рассеяние электронов и экстрарефлексы на микроэлектронограмме, происходит изменение электроной структуры. Наличие "предвестников" мартенситного превращения делает неочевидным вопрос о том, что одни и те же факторы определяют мартенситное превращение в указанных группах материалов. Известно, что при "слабых" переходах I рода движущая сила превращения в несколько раз меньше, чем при переходах существенно I рода. В этом случае есть основание предположить, что важную роль в зарождении мартенситной фазы могут играть простые дефекты кристаллической структуры (дислокации, дефекты упаковки, комплексы точечных дефектов) и их взаимодействие с мягкими фононными модами. Дефекты могут явиться центрами зарождения или

закрепления возникающих областей с ближним порядком смещений атомов и промежуточных структур сдвига.

Ямада для объяснения асимметричной картины сдвигов зкстрарефяексов в обратном пространстве в сплавах "П.№(Ре) предположил , что наличие глубокого провала на кривой ТАг <£,Е>0> дисперсии фононов приводит к модулированной релаксации решетки в окрестности дефектов, В условиях мягкой моды смещения атомов вокруг дефектов (в роли которых могут выступать атомы железа) локально скоординированы по типу будущей мартенситной К фазы . Образованные искаженные области рассматриваются как зародыши мартенситной структуры. При понижении температуры области модулированной релаксации решетки растут, начинают взаимодействовать между собой , взаимно ориентируя друг друга, и при некоторой температуре формируется стабильное мартенситное ядро. Модель была рассмотрена для случая линейной цепочки атомов и квадратной плоской решетки, содержащих дефект. При этом дефект вводился искусственно путем смещения атомов в заданные положения. Может ли модулированная релаксация возникать в окрестности дефектов в реальной структуре и какого вида должны быть эти дефекты, остается неясным. Кроме того, в модели Ямады учитывается наличие неустойчивости кристаллической решетки по отношению к коротковолновой фононной моде, тогда как неустойчивость решетки по отношению к длинноволновым фононам не рассматривалась. Таким образом, невыясненной остается роль низких модулей упругости или мягкой решетки.

Важным оказывается не только присутствие, но и распределение дефектов в высокотемпературной матрице. Известно, что в сплавах Тл№, обогащенных никелем, в зависимости от термообработки меняется последовательность превращений от В2-»В19' в закаленных сплавах к В2-»К—ИЗ 19' в отожженных. Предполагается, что этот факт связан с формированием дальнего порядка в размещении избыточных атомов никеля в отожженных сплавах. В системе МьА1 при содержании N¡>60 ат.% упорядочение атомов никеля вдоль направлений <100> приводит к развитию структурной нестабильности В2 решетки и мартенситному превращению. Упорядочение вакансий в интерметаллическом соединении а-А1Ре51 вызывает образование ромбоэдрической сверхструктуры.

Несмотря на то, что к настоящему времени предложен ряд моделей зарождения мартенситной фазы, которые позволяют объяснить многие аспекты микроскопического механизма мартенситного превращения, ни одна из них не может в деталях описать пути реакции превращения и механизм наследования дефектов высокотемпературной структуры мартенситной фазой. Эти задачи можно решить методом компьютерного моделирования.

Ыель_£§§эты: методом компьютерного моделирования исследовать влияние дефектов кристаллической структуры на мартепситные превращения в ОЗДК системах с низкими модулями упругости.

Для достижения этой цели необходимо было решить следующие задачи:

1.Разработать алгоритм нетрадиционного метода молекулярной динамики, допускающего изменение объема и формы моделируемого блока.

2.Исследовать характер полей смещения атомов в окрестности дефектов кристаллической структуры при разной величине упругих модулей.

3.Исследовать влияние симметрии, концентрации и кооперативного поведения точечных дефектов, а также дефектов упаковки на устойчивость кристаллической решетки и возможность реализации мартекситного превращения при разной величине упругих модулей.

4.Из учить характер наследования дефектов исходной структуры мартенситной фазой.

Научная новизна. В рамках метода молекулярной динамики Паринелло-Рахмана, допускающего изменение объема и формы моделируемого блока, разработана расчетная схема, позволяющая исследовать значительную структурную реорганизацию системы под действием произвольного тензора напряжений. Исследовано влияние типа, симметрии и взаимодействия регулярно расположенных комплексов точечных дефектов, а также дефектов упаковки на устойчивость решетки и реализацию мартенситного превращения в ОЦК и В2 структурах. Показано, что в зависимости от типа и симметрии дефекты могут как стабилизировать исходную структуру, так и способствовать ее неустойчивости и развитию превращения по сдвиговому механизму. Установлено, что в предмартенситном состоянии, когда система находится на границе своей стабильности, взаимодействие полей деформаций, возникающих в окрестности дефектов, может оказать влняние на выбор возможного пути мартенситного перехода. Рассмотрен вопрос о наследовании мартенситной фазой комплексов точечных дефектов В2 структуры, вызванных отклонением от стехиометрии и нарушением порядка в расположении атомов. Установлено, что при переходе из В2 фазы,в ш-подобную структуру образуются высокоэнергетические линейные цепочки точечных дефектов в направлении <111>в2, что в ряде случаев сопровождается увеличением числа точечных дефектов в мартенситной фазе. Это обстоятельство может играть важную роль в определении обратного пути мартенситного превращения. •

Научная и практическая ценность. Результаты работы могут быть использованы для развития физических представлений о роли структурных дефектов в мартенситных фазовых превращениях, а также при интерпретации экспериментальных данных по микроскопическому механизму мартенситного перехода. Разработанный комплекс программ позволяет провести компьютерное моделирование по влиянию других типов

дефектов кристаллической решетки на мартенсигное превращение и рассмотреть образование мартенситной фазы под действием внешних напряжений.

На защиту выносятся следующие положения:

1 .Расчетная схема, основанная ка методе молекулярной динамики Паринелло-Рахмана, допускающего изменение объема и формы моделируемого блока, которая позволяет исследовать значительные атомно-структурные преобразования в изучаемой системе под действием произвольного тензора напряжений.

2.Полученные в рамках данной схемы результаты но влиянию точечных дефектов, их комплексов, а также дефектов упаковки на устойчивость ОЦК решетки и В2 сверхструктуры и возможность развития в ннх мартенситных превращений при низких модулях упругости.

3.Данные о том, что взаимодействие полей деформаций, возникающих вокруг регулярно расположенных дефектов, оказывает влияние на выбор пути мартенситного перехода и конечную структуру мартенситной фазы.

Апробация работы. Результаты диссертационной работы были представлены на V Всесоюзном совещании "Фундаментальные проблемы старения. Разработка новых классов стареющих сплавов" (Свердловск, 1989); Всесоюзном совещании "Диаграммы состояния металлических систем" (Москва, 1989); Всесоюзном семинаре "Материалы с эффектом памяти формы и их пременение" (Новгород-Ленинград, 1989); Международной конференции "Новые методы в физике и механике деформируемого твердого тела" (Нальчик, 1990); Всесоюзной конференции "Мартенситные превращения в твердом теле" (Косово-Киев, 1991); П-ой Международной школе-семинаре "Эволюция дефектных структур в металлах и сшивах" (Барнаул, 1994).

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 9 статей, список которых приведен в конце автореферата.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, четырех глав и заключения. Работа содержит 37 рисунков, 1 таблицу и список цитируемой литературы из 128 наименований. Общий объем диссертации 148 страниц.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы диссертационной работы, определена цель исследований, описана структура диссертации, сформулированы положения, выносимые на защиту.

В первой главе приводится обзор экспериментальных данных и теоретических моделей, посвященных вопросу зарождения мартенситной фазы с точки зрения влияния на этот процесс дефектов кристаллического строения. Рассматриваются различные аспекты влияния дефектов. При переходах существенно первого рода, когда при подходе к точке превращения предмартенситные явления не наблюдаются или слабо выражены, местами зарождения мартенситной фазы являются сложные дефекты структуры (границы зерен, межфазные границы, свободная поверхность). При превращениях первого рода, близких ко второму, предпереходные явления явно выражены, система находится вблизи границы структурной стабильности. В этой ситуации возрастает роль простых дефектов структуры и их взаимодействия с мягкими фоионными модами. Дефекты могут выступать в качестве центров зарождения или закрепления областей с ближним порядком смещений атомов или промежуточных структур сдвига. Обращается внимание на то, что в условиях мягкой решетки возможно взаимодействие дефектов друг с другом с образованием сверхструктуры дефектов. Рассматривается вопрос о наследовании дефектов исходной структуры мартенситной фазой.

В конце первой главы формулируется основная задача работы.

Во второй главе рассмотрены методы молекулярной динамики для различных статистических ансамблей. Особое внимание уделяется методу Паринелло-Рахмана, учитывающему возможность изменения объема и формы моделируемого блока. Последнее обстоятельство позволяет изучать процессы, сопровождающиеся значительной структурной перестройкой системы. Получены уравнения движения частиц в конечных разностях для указанного метода, используемые в качестве расчетной схемы для решения поставленной в работе задачи. В этой же главе приведен краткий анализ потенциалов межатомного взаимодействия, применяемых в настоящее время при моделировании дефектов кристаллической структуры. Проанализирован характер смещений атомов в окрестности дефекта при различных значениях упругих модулей с несколькими потенциалами межатомного взаимодействия. Выбран эмпирический потенциал межатомного взаимодействия, подходящий для изучения мартенситных превращений в ОЦК системе с низкими модулями упругости. Вид межатомного потенциала показан на рис.1. Кривая 1 соответствует значению объемного модуля В=1.73х10и н/м2, кривая 2 - В~0.7х10п н/м2. Стрелками отмечены положения трех первых координационных сфер ОЦК структуры. Параметры

потенциала определялись по заданным значениям энергии связи, упругих модулей и постоянной решетки. Взаимодействие атомов учитывалось в трех координационных сферах.

В третьей главе рассмотрено влияние точечных дефектов кристаллической структуры, их комплексов и дефектов упаковки на устойчивость решетки и реализацию мартенситного превращения в однокемпонентной модельной ОЦК-системе при различных значениях упругих модулей.

Моделируемый блок выбирался в виде куба размером ЫхЫхЫ, где Ы- ребро блока в единицах параметра решетки. Значения N варьировались в пределах от 3 до 8. Использовались периодические граничные условия. В системе с высокими упругими модулями смещения в окрестности дефекта локализованы. В условиях мягкой решетки искажения вокруг дефекта дос тигают границ расчетной ячейки, и дефекты не могут рассматриваться как изолированные. В этом случае использование периодических граничных условий эквивалентно рассмотрению бесконечной сверхрешетки дефектов с примитивными векторами трансляции, равными ребрам расчетной ячейки. Моделирование процессов мартенситного превращения в кристалле накладывает некоторые ограничения, связанные с периодическими граничными условиями, вызванными синхронностью процессов во всех примитивных ячейках сверхрешетки.

При расчете с потенциалом, параметры которого согласованы по высоким значениям модулей В и С', исходная ОЦК структура оставалась устойчивой при любом типе дефекта и размере расчетного блока. Ситуация изменялась при малых значениях В и С', т.е. в условиях мягкой решетки, когда оказываются важными как симметрия дефекта, так и размер моделируемого блока, который определяет концентрацию дефектов.

Установлено, что релаксация атомов около дивакансии в виде двух вакансий, расположенных на расстоянии ближайших соседей, оставляет ОЦК решетку устойчивой при любом размере ЫхЫхЫ расчетной ячейки. Релаксация атомов в окрестности двух вакансий, расположенных на расстоянии вторых ближайших соседей в направлении {001} ОЦК решетки, при N=5 инициировала переход в ГЦК структуру по механизму однородной деформации Бейна. При этом ОЦК-»ГЦК превращение осуществляется путем сжатия на ~9 % вдоль направлений <100> и <010> и растяжения на -28 % вдоль оси <001> ОЦК решетки.

(р(г)^А,/г"+А1, +Л1Г+Л2Г' ч-А;Г+Атгт

действия.

Для наглядной демонстрации перехода из одной структуры в другую (или отсутствия такового) рассчитывались гистограммы распределения числа п7. атомных соседей по расстояниям. В отсутствии перехода релаксационные смещения атомов в окрестности дефекта приводят лишь к размытию пиков гистограммы, тогда как положения самих пиков не изменяются и соответствуют межатомным расстояниям в исходной ОЦК структуре:

а\13/2, а, а л/2, алЯТ/2, а-Д...

Если система претерпевает структурное превращение, то соотвественно меняется расположение пиков гистограммы. В качестве примера на рис.2 приведены гистограммы, полученные при расчете релаксации около дивакансии при N=5 в решетке с высокими значениями модулей (рис.2а), в мягкой решетке до (рис.2б) и после (рис.2в) превращения. Как видно по гистограммам, в решетке с низкими упругими модулями имеют место значительные статические смещения атомов вблизи дефекта. Гистограмма, изображенная на рис.2в, свидетельствует о состоявшемся превращении ОЦК—»ГЦК. Это подтверждается как относительным расположением пиков гистограммы, соответствующим межатомным расстояниям ал/2/2, а, ал/\.5, а-/2,... ГЦК решетки, так и высотой пиков, численно равной координационным числам ГЦК структуры (12, б, 24, 12,...). Четкие пики ГЦК решетки показывают, что смещения атомов в окрестности дефекта в конечной структуре локализованы.

г5

0.5

«а

20 ■

1,0

г /а

1,5 Уап

Рис 2.Распраделенис числа атомных соседей по расстояниям

Низкий модуль упругости С характеризует слабое сопротивление сдвигу плоскостей {110} в направлении < 110 >. В связи с этим в работе были рассмотрены дефекты (представляющие собой комплексы вакансий), расположенные в плоскости {110} и вне ее. Показано, что дефекты, расположенные в плоскости {1Т 0} к вызывающие значительные атомные смещения в данной плоскости, способствуют неустойчивости ОЦК решетки и мартенситному ОЦК-»ГЦК превращению. Переход осуществляется путем перетасовочных смещений плоскостей {110} в направлении <110>, одновременно сопровождаемых деформацией решетки по типу деформации Бейна. В качестве примера на рис.3 представлены результаты расчетов для случая дефекта в виде треугольника из трех вакансий в плоскости {110} при N=6. Направление и величина смещений плоскостей {110} изображены стрелками на рис.За, а проекции всех атомов моделируемого блока на плоскость {001} - на рис.36. Крестиками и черными кружками отмечены проекции атомов, расположенных в двух соседних плоскостях {001}

[от] .

Рис.За. Схема смещений атомов из узлов Рис.Зб. Проекции атомов на плоскость {001}

исходной ОЦК решетки (N=6) ОЦК решетки (N=6)

исходной ОЦК решетки. Дефект расположен в плоскости {НО}, проходящей через центр расчетной ячейки. Как можно видеть из рисунка, регулярное расположение плоскостей {001} в направлении <001> не нарушается в результате перехода. Конечная структура содержит элементы двойникования. Ориентационные соотношения между ОЦК и ГЦК решетками в области между границами микродвойников различны. В областях, обозначенных на рис.Зб буквами А, наблюдается растяжение решетки вдоль оси <010> и сжатие вдоль осей <100> и <001> исходной ОЦК решетки. Напротив, в областях В имеет место растяжение вдоль оси <100> и сжатие вдоль осей <010> и <001>. Кроме основных, свойственных ГЦК решетке, пиков на гистограмме (рис.4) имеются дополнительные

<s •

сателлнтные пики, происхождение которых связано с перетасованными сдвигами плоскостей {1 10}.

Установлено, что дефекты, не лежащие в плоскостях типа {НО}, препятствуют перетасовочным смещениям этих плоскостей и мартенситному ОЦК-ЯЛДК переходу. В этом случае не исключена возможность развития мартенситного превращения по другому механизму. Так, например, релаксационные смещения атомов, обусловленные дефектом из трех вакансий, расположенных в плоскости {111}, инициируют переход из ОЦК в со-подобную структуру. Для определения основных направлений смещений атомов рассматривались проекции атомов расчетного блока на различные плоскости. На рис.5 показаны проекции атомов на плоскость {111} в исходной ОЦК решетке до (а) и после перехода (б). Из сопоставления рисунков 5а н 56 можно сделать вывод об отсутствии значительных сдвигов атомов в плоскости дефекта {111}, поскольку картина проекций в целом сохраняется. Однако нельзя не заметить наличия смещений в плоскостях jl2lj в направлении <101 >. Обращает на себя внимание тот факт, что

os \С r,S х/а

Рис.4. Гистофамма числа-г^ атомных соседей

v >-

-2

а.

„ я • » 9 ' 1 т т т

* • и т «

- я я » т

• я 9 щ ■ ■ т я я я

■ • а я я

» ш я я

■ т * т «1 ш » я я

• * * я т

т ш ■ »

* * и т т т т т ш • ш т

- J » я 1,1 Лт ■ 1 t » 1 г

■в -2 О 2 Ч 6 X <Wf>,A

.С 2

сч

'v О >-

-2 -6

■ «

А • •

- : •

-2 а г

X < 101 >, А

Рис.5. Проекции атомов на плоскость {111} в исходном состоянии (а) и после релаксации (G). Треугольником отмечено положение дефекта

смещения атомов носят волновой характер. Волны смещений распространяются до границ моделируемого блока и, следовательно, обусловлены взаимодействием пространственно регулярных дефектов. Граничные условия не препятствуют передаче сдвига из одной ячейки периодичности в другую. Таким образом, из рис.5б следует, что имеет место образование

длиннопериодпой структуры. Анализ проекций атомов на плоскости {¡01}

сип

! I

и {12 1} показывает, что происходит плоскостей {111} в

Рис.6. Схема смещений атомных рядов {И1} при образовании о-нидобной структуры. Вертикальные линии показывают положения плоскостей {111} ло (вверху) и пост.е (внизу) переходз

расщепление

результате смещения атомных цепочек <П1> навстречу друг другу. Схематически сдвиги атомных рядов <111> в направлении <111> подчиняются схеме, изображенной ка рис.6. В верхней части рисунка показаны положения плоскостей {111} б исходной ОЦК решетке, а в нижней-после релаксации. Вертикальной стрелкой обозначена плоскость, содержащая дефект. Горизонтальными стрелками отмечены направление и величина смещений атомных рядов. В итоге из трех плоскостей {111} исходной ОЦК решетки формируются две плоскости конечной структуры как это имеет место при аз-превращении. Происходит расщепление плоскостей {111} и объединение атомов из разных плоскостей в одну согласно указанной на рисунке схеме. Каждая третья плоскость остается неподвижной.

Таким образом, на основании полученных результатов можно сделать вывод о том, что присутствие дефектов структуры в решетке с низкими модулями упругости, их симметрия, концентрация и взаимодействие между собой могут оказаться существенным фактором, влияющим на реализацию мартенситного превращения. Несмотря на то, что исследования проведены на комплексах вакансий, представляется, что полученные выводы носят более общий характер и будут справедливы и в случае, если вместо вакансий рассмотреть атомы легирующего элемента.

Кроме комплексов точечных дефектов в работе рассмотрены планарные дефекты кристаллической решетки, представляющие собой дефекты упаковки. Для этого случая моделируемый блок был выбран в виде прямоугольного параллелепипеда со сторонами, ориентированными вдоль направлений <110>, <TlO> и <001> ОЦК решетки. Дефект упаковки получали путем сдвига ряда плоскостей {110} ОЦК решетки в направлении < 110 > на расстояние ал!2/4, где а - постоянная исходной ОЦК решетки.

Расчеты показали, что в решетке с высокими значениями модулей упругости дефекты упаковки не создают в решетке возмущений, достаточных для того, чтобы инициировать переход в новую фазу. Начальная ОЦК структура остается устойчивой - сдвинутые плоскости в процессе релаксации вновь занимают исходное положение. При малом значении модуля В и соответственно низком модуле сдвига С' ОЦК решетка становится неустойчивой к сдвигу плоскостей {110} в направлении

<110>, Дефект упаковки вызывает превращение мартенситного типа,

осуществляемое путем Пю1

сдвига плоскостей типа __. Л

{110} в направлении ---

< 1 10 >, Конечная струк- .

тура образовавшейся фазы __——__

зависит от расстояния

между дефектами. На рис.7 __\ Л А

в качестве примера пред- --у ■ s

ставлена схема сдвига с плоскостей {110} для моде- а $ лируемого бчока С N=5 1'ис-7СхснзсмеЩ5ННЙплоскостсй{ПО}ОЦКрешстки

^ * ' в проекции на плоскость {0!)1}

Установлено, что при не- (расстояние между дефектами упаковки равно 5d;uuj): большом расстоянии между а) исходное положение плоскостей, , б) после релаксации

дефектами превращение

происходит путем двойникования. Внутри двойника укладка плоскостей имеет последовательность АВСАВС..., которая соответствует ГЦК структуре. Плоскость {110} О ЦК решетки становится плотноупакованной плоскостью {111} гранецентрированной кубической структуры. Смещение плоскостей {110} относительно друг друга [7)0]

сопровождается одновременным сжатием _ ' л

ОЦК решетки вдоль направления <001> на _mmZZZT" с

величину ~9 % и растяжением вдоль напра- ............8

вления < 110 > на ~11 %, что необходимо для --в

установления ориентациопного соотношения —HZZZHZL. с

{110}оцк || {111}Ш1!. Кроме того, наблюдается _ZZZZZZZZ" в

сжатие вдоль направления < 110>. --А

При увеличении расстояния между------------|

дефектами упаковки четкого двойникования _ £

не наблюдается. Конечная структура --*

представляет собой неповторяющуюся после- ~ А

довагельность укладки плотноупаковаиных плос- ...ШИ^ШШ- £

костей и содержит фрагменты как ГЦК, так --8

и ГПУ структуры (рис.8). Кроме того, пос- ~ с

ледовательность упаковки плоскостей --8

меняется в зависимости от расстояния между Рис-8- схема смещений плоскостей

4. _ гт гг {110} ОЦК решетки в проекции

дефектами. Подобные политипные структуры 1]а плоскос/ь {001}.Расстояние между имеют практически равные энергии. дефектами упаковки равно Ш{110)

Необходимо отметить, что именно применение нетрадиционного метода молекулярной динамики Паринелло-Рахмана, в котором параметры моделируемого блока являются свободными переменными, позволило

А-

1 о

т—' * I

М-У

2р>

изучить мартенситные превращения, которые для своей реализации требуют как изменения объема, так и изменения формы моделируемого блока.

В четвертой главе исследовано влияние дефектов кристаллической решетки на превращения мартенситнэго типа в сплавах с В2-структурой с низкими модулями упругости на примере системы "П№. Рассмотрены дефекты, возникающие при отклонении от стехиометрического состава сплава и понижении степени дальнего порядка в расположении атомов. Рассчитана релаксация атомов вблизи периодически расположенных дефектов упаковки, образованных сдвигом плоскостей {110} в направлении

< Тю>.

Были рассмотрены следующие типы дефектов: 1) антиструктурный атом № на подрешетке и; 2) вызванный разупорядочением дефект, получаемый перестановской атомов 'П и № на первой координационной сфере (рис.9а);

3) антиструктурный атом N1 и дефект порядка, образующие линейную цепочку вдоль направления <111> (рис.9в);

4) избыточный атом N1 и дефект порядка, расположенные в плоскости {110} (рис.9с); 5) тот же самый дефект, но с конфигурацией атомов, показанной на рис.9<1.

Получено, что при упорядочении антиструктурных атомов никеля но узлам подрешетки титана структура В2 остается устойчивой. В случаях (2-4) поля смещений вблизи дефектов утрачивают кубическую симметрию, их взаимодействие между собой способствует нестабильности В2 решетки и образованию через цепочку превращений гексагонального мартенсита. С указанными типами дефектов получается одна и та же конечная структура, если не учитывать тонкую структуру дефектов. Она представляет собой гексагональную слоистую упорядоченную фазу из чередующихся плоскостей, содержащих атомы одного сорта. Слои расположены перпендикулярно оси с, ориентированной вдоль направления <111> В2 решетки, а оси айв параллельны <ТТ2>и <Т2Т>.Условная схема смещений изображена на рис.10. В верхней части рисунка приводится упаковка плоскостей {111} в направлении <111> в сверхструктуре В2. Плоскости, занятые атомами никеля, обозначены черными кружками, титана -белыми. Положения плоскостей, содержащих атомы дефекта, отмечены дополнительными кружками с цифрами. Стрелки указывают направление

А=?т

( 121 I о | о

I •

И- -Ч-- 1 _

1 1

* ! 0

1 1 1о I Л-4-у

Рис.9. Тины рассмотренных дефектов в структуре В2

смещений плоскостей {!! 1} В2 решетки. В нижней части рисунка приводится схема расположения плоскостей образовавшейся фазы. Нижние кружки по прежнему характеризуют тип плоскости, а верхние -расположение атомов ка линии <111>, содержащей атомы дефекта. Из рис.10 видно, что плоскости {111} О ЦК решетки смещаются в направлении <111>

Рис. Ма. Схема смещений плоскостей при Рис.! Об. С:.ема смешений плоскостей при

переходе В2 структуры, содержащей дефект, высоком значении модуля сдвига С'

в гексагональную фазу

подобно тому, как это происходит при образовании со-фазы. По мере достижения системой равновесного состояния был зафиксирован локальный минимум, которому соответствует образование промежуточной структуры. Базисная ячейка промежуточной структуры содержит 18 атомов. В ней направления осей а, в, с, совпадают с та ко в цм и в конечной структуре, а параметры решетки в этих направлениях соответственно равны а-/б, а-/б, йл/з (д-постоянная В2 решетки).

На рис.106 изображена схема смещений плоскостей в случае того же дефекта, что и на рис. 10а, но для значения модуля сдвига С' в четыре раза превышающего прежний. В этом случае происходит схлопывание двух одноименных плоскостей {111}, одна плоскость остается практически на месте. Атомы по линии дефекта выходят из плоскости {111} и занимают позиции между плоскостями. Смещения атомов в самих плоскостях как и прежде оказываются незначительными.

В случае с дефектом, изображенным на рис.9с1, превращения не наблюдалось.

На превращение в гексагональную структуру кроме типа дефекта существенное влияние оказывают граничные условия. Переход в фазу с гексагональной симметрией становится возможным, если расчетная ячейка кратна ЗпхЗпхЗп, где n-целое. В этом случае в направлении <lil> укладывается целое число волн смещений, и граничные условия не препятствуют передаче мартенситного сдвига от одной ячейки к другой. При невыполнении этих условий структурный переход не наблюдался.

Таким образом, в системах с низкими значениями модулей упругости вокруг точечных дефектов возникают дальнодействующие поля смещений, поэтому даже при их малой концентрации дефекты оказываются

взаимодействующими между собой. В этом случае они не могут рассматриваться как изолированные. Возникающие статические поля смещений могут как стабилизировать В2 структуру, так и способствовать ее неустойчивости к мартенситному фазовому переходу. В рассмотренной модели при наличии определенного типа дефектов в В2 структуре последняя оказалась неустойчива к сдЕигам плоскостей {111} вдоль направления <111>.

Помимо комплексов точечных дефектов были рассмотрены регулярно расположенные дефекты упаковки, которые создавались точно так же, как и в случае однокомпонентной ОЦК системы. Обнаружено, что при С'=0.23х!0" н/м2 (что соответствует экспериментальным данным для TiNi) сопротивление сдвигу плоскостей {110} в направлении <110> мало, а энергия структуры с дефектом упаковки незначительно отличается от энергии бездефектной структуры. Подобная система будет иметь склонность к образованию дефектов упаковки. Показано, что взаимодействие дефектов упаковки плоскостей {110} между собой способствует неустойчивости В2 фазы и образованию длиннопериодной структуры. Причем смещения атомов Ni значительно превышают смещения атомов Ti.

В этой же главе рассмотрен вопрос о наследовании точечных дефектов В2-структуры ©-подобной мартенситной фазой. Механизм наследования дефектов оказывает влияние на некоторые характеристики превращения, в частности, на эффект памяти формы. Превращение материала с точечными дефектами и их комплексами приводит к разрушению порядка в расположении атомов, поэтому мартенситная фаза запасает дополнительную химическую энергию. Следовательно, в решетке появляются энергетические причины для обратного мартенситного превращения с определенной ориентацией пути превращения. При реакции "точно назад" происходит полное восстановление исходной структуры с низкой энергией.

Изменение числа дефектов при мартенситном переходе приводит к накоплению дефектами энергии, связанной с химическим вкладом в термодинамический потенциал, так как меняется число пар атомов разноименного типа на первых координационных сферах. Из рис.10 видно, что атомы с номерами 2 и 3, образующие дефект в В2-решетке, после превращения в мартенсит лежат в плоскостях своего типа и рядом с ними возникла линейная цепочка точечных дефектов вдоль оси с гексагональной фазы. Число атомов, образующих дефект, удвоилось, что понизило степень порядка в мартенситной фазе и повысило химическую составляющую энергии системы, связанную с дефектами. Аналогичные результаты получены при расчете с другими дефектами, способствующими превращению В2 структуры в ©-подобный мартенсит. Таким образом, при мартенситном превращении из В2 фазы в ш-подобную структуру образуются высокоэнергетические линейные цепочки точечных дефектов в направлении

<111 >Н2 , что в ряде случаев приводит к увеличению их количества в мартенситной фазе. Этот факт может шрать существенно роль з определении обратного пути мартенситного превращения.

В заключении сформулированы основные результаты и выводы

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1.В рамках нетрадиционного метода молекулярной динамики, допускающего изменение объема и формы моделируемого блока, разработан алгоритм, позволяющий исследовать процессы структурного преобразования системы под действием произвольного тензора напряжений.

2.Показано, что в системах с низкими модулями упругости перед превращением имеют место значительные статические смещения атомов из узлов кристаллической решетки. Вследствие этого даже при малой концентрации дефекты взаимодействуют между собой.

3.На реализацию структурного превращения оказывают влияние концентрация, тип и симметрия дефектов. Высокая концентрация точечных дефектов препятствует структурной перестройке. Дефекты, сохраняющие симметрию исходной О ЦК решетки, стабилизируют последнюю. Дефекты, нарушающие симметрию исходной структуры, могут способствовать ее неустойчивости и мартенситному превращению. Показано, что дефекты, вызывающие значительные смещения в плоскостях {110}, инициируют мартенситный ОЦК~>ГЦК переход, который представляет собой перетасовочные сдвиги плоскостей {110} в направлении <110>, одновременно сопровождающиеся бейновской деформацией решетки. В конечной структуре смещения атомов в окрестности дефекта локализованы.

4.Установлено, что поля атомных смещений в окрестности дефектов , не лежащих в плоскостях типа {110}, препятствуют перетасовочным сдвигам плоскостей {110} в направлении <110> и реализации мартенситного превращения ОЦК—>ГЦК по этому механизму. В данном случае не исключен другой вариант развития мартенситного превращения. Взаимодействие дефектов, расположенных в плоскостях {111}, приводит к возникновению длиннопериодной ю- подобной структуры, которая образуется путем перетасовочных смещений атомных рядов <111>.

5.Теоретически установлено, что дефекты упаковки плоскостей {110} или сдвиг этих плоскостей относительно друг друга инициируют переход в плотноупакованную структуру. При этом плоскости {110} ОЦК решетки становятся плотноупакованными плоскостями в конечной структуре, которая содержит микродвойники. Продемонстрировано образование политипных структур.

6.Исследовано влияние точечных дефектов, вызванных отклонением от стехиометрии и нарушением дальнего порядка в расположении атомов на устойчивость В2 сверхструктуры. Показано, что некоторые дефекты могут способствовать превращению мартенситного типа в этой сверхструктуре при низких модулях упругости.

7.Установлено, что при мартенситыом превращении из В2 фазы в со-подобную структуру образуются высокоэнергетические линейные цепочки точечных дефектов в направлении <П1>, что в ряде случаев приводит к увеличению их количества в мартенситной фазе. Этот факт может играть существеную роль в определении обратного пути мартенситного превращения.

СПИСОК ПУБЛИКАЦИЙ

1. Кулагина В.В., Жоровков М.Ф. Молекулярно-динамическое исследование влияния точечных дефектов на устойчивость решетки с мягкими модулями упругости /Ред. журн. "Изв. вузов. Физика". - Томск, 1990, -Деп. в ВИНИТИ 23.04.90, № 2146-В90.

2. Кулагина В.В., Жоровков М.Ф. Роль примеси замещения в структурных изменениях перед мартенситными превращениями в системах с "мягкими" модулями упругости //Сб.: Материалы с эффектом памяти и их применение. - Новгород-Ленинград, 1989. -С.122-124.

3. Кулагина В.В., Жоровков М.Ф. Молекулярно-динамическое исследование структурных фазовых переходов в твердых телах с "мягкими" модулями //Материалы международной конференции "Новые методы в физике и механике деформируемого твердого тела".- Нальчик, 1990.-С.89-93.

4. Жоровков М.Ф., Кулагина В.В. Исследование влияния точечных дефектов на устойчивость В2 решетки методом молекулярной динамики // Изв. вузов. Физика. -1992,- №1,- С.3-8.

5. Жоровков М.Ф., Кулагина В.В. Роль деформационного потенциала в формировании структуры и устойчивости упорядоченных фаз в сплавах с мартенситными превращениями // Сб. Моделирование и методы исследования фазовых равновесий в сплавах,- М.: ИМЕТ АН СССР, 1991.-С.123-128.

6. Жоровков М.Ф., Кулагина В.В. Аномалии решеточных волн и мартенситные превращения в ОЦК материалах // Изв. вузов.Физика.-1993.-№10.- С.31-39.

7. Жоровков М.Ф., Кулагина В.В. Наследование точечных дефектов структуры В2 мартенситной фазой со-типа // Изв. вузов. Физика,- 1995.-№6.- С.54-58.

8. Жоровков М.Ф., Кулагина В.В. Роль деформационного потенциала в формировании структуры и устойчивости упорядоченных фаз в сплавах с мартенситными превращениями // Металлы.-1995.-№5.-С.85-89.

9. Кулагина В.В. Моделирование мартенситных превращений в ОЦК материалах с дефектами /Ред. журн. "Изв. вузов. Физика",- Томск, 1998.-43с,- Деп. в ВИНИТИ 2.11.1998, №1792.

Подписано о печать 20.11.98г. Формат 60x84 1/16 Тираж 100 экз. Бумага офсетная № 1. Гарнитура «Тайме». Печ. л. 1, 43. Усл. печ. л. I, 33. Ум. изд. л. 0,83

Отпечатано в копировальном центре «Южный»

634034, Томск, ул. 19 Го. дивизии, 20.

Текст научной работы диссертации и автореферата по физике, кандидата физико-математических наук, Кулагина, Валентина Васильевна, Томск

Министерство общего и профессионального образования РФ

СИБИРСКИЙ ФИЗИКО-ТЕХНИЧЕСКИЙ ИНСТИТУТ ПРИ ТОМСКОМ ГОСУДАРСТВЕННОМ УНИВЕРСИТЕТЕ

Кулагина Валентина Васильевна

ВЛИЯНИЕ ДЕФЕКТОВ СТРУКТУРЫ НА МАРТЕНСИТНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В СИСТЕМАХ С НИЗКИМИ УПРУГИМИ

МОДУЛЯМИ

Специальность 01.04.07 - Физика твердого тела

Научные руководители:

доктор физико-математических наук,

профессор Е.Ф.Дударев

кандидат физико-математических наук,

ст. научный сотрудник М.Ф. Жоровков

(СФТИ)

На правах рукописи

Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Томск-1998

СОДЕРЖАНИЕ

Введение............................................................................................. 4

Глава 1. Влияние дефектов кристаллической структуры на мар-

тенситные фазовые превращения....................................... 10

§1.1. Влияние дефектов структуры на мартенситные превращения ....................................................................................... 10

§ 1.2. Постановка задачи......................................................29

Глава 2. Метод исследования............................................................ 33

§2.1. Метод молекулярной динамики в моделировании фазовых переходов металлических систем................................. 33

§ 2.2. Модельные потенциалы межатомного взаимодействия .... 46 § 2.3. Выбор потенциала межатомного взаимодействия для

описания систем с низкими модулями упругости.............

Заключение.......................................................................... 65

Глава 3. Фазовые превращения мартен ситного типа в металлических ОЦК-системах с мягкой решеткой............................... 66

§ 3.1. Физические представления о зарождении мартенситной

фазы..................................................................................... 66

§ 3.2. Роль точечных периодических дефектов и их комплексов

в сдвиговых перехода мартенситного типа........................ 72

§ 3.3. Влияние периодических дефектов упаковки на превращения по сдвиговому механизму............................................ 96

Заключение........................................................................... 103

"лава 4. Влияние структурных дефектов на устойчивость сплавов

сосверхструктурой В2.......................................................... 107

§ 4.1. Влияние структурных дефектов на устойчивость сплавов

со сверхструктурой В 2..................................................................................................................108

§4.2. Дефекты упаковки и устойчивость В2 сплавов....................................120

§ 4.3. Наследование точечных дефектов структуры В2 мартен-

ситной фазой со-типа......................................................................................................................127

Заключение...........................................................................................................................135

Литература......................................................................................................................................137

- ч ~

ВВЕДЕНИЕ

В настоящее время большое внимание уделяется изучению материалов, испытывающих мартен ситные фазовые превращения. Это связано с тем, что данные материалы обладают уникальными физическими и механическими свойствами. Накануне мартенситного превращения часто наблюдается аномальное поведение различных характеристик материала, которое свидетельствует о развитии структурной неустойчивости решетки при приближении к точке мартенситного перехода. Исследование причин возникающих аномалий позволяет получить важную информацию о физической природе и микроскопическом механизме подготовки кристаллической структуры к предстоящему мартенситному превращению . Понимание физики явлений, происходящих в предмартенситной области, неразрывно связано с вопросом о механизме зарождения мартенситной фазы и роли структурных дефектов в этом процессе. Существует достаточное количество данных, указывающих на заметное влияние дефектов на мартенситные превращения [1-9]. Предложен ряд моделей. Одни авторы отводят дефектам структуры доминирующую роль в реализации превращения, придерживаясь тезиса "нет дефекта - нет превращения". Другие авторы не считают присутствие дефектов определяющим фактором.

Влияние дефектов кристаллической решетки на мартенситное превращение в большей степени должно проявляться при переходах первого рода в том случае, когда система находится вблизи границы стабильности. В сплавах на основе благородных металлов и на основе Т1№, имеющих в высокотемпературном состоянии В2-структуру, при понижении температуры происходит переход, близкий ко второму роду, в ромбоэдрическую фазу. Энергия активации такого перехода невысока, поэтому можно ожидать, что даже простые дефекты структуры, такие

как комплексы точечных дефектов, дислокации, дефекты упаковки и т.п. могут играть важную роль в зарождении мартенситной фазы через их взаимодействие с мягкими фононными модами. Дефекты могут явиться центрами зарождения или закрепления возникающих областей с ближним порядком смещений атомов и промежуточных структур сдвига [10,11].

Уатаёа У. [12,13] для объяснения асимметричной картины сдвигов экстрарефлексов в обратном пространстве в сплавах Т1№(Ре) предположил, что наличие глубокого провала на кривой ТАг дисперсии фононов приводит к модулированной релаксации решетки в окрестности дефектов. В условиях мягкой моды смещения атомов вокруг дефектов ( в роли которых могут выступать атомы железа ) локально скоординированы по типу будущей мартенситной К фазы Образованные искаженные области рассматриваются как зародыши мартенситной структуры. При понижении температуры области модулированной релаксации решетки растут, начинают взаимодействовать между собой, взаимно ориентируя друг друга, и при некоторой температуре формируется стабильное мартенситное ядро. В [12,13] модель была рассмотрена для случая линейной цепочки атомов и квадратной плоской решетки, содержащих дефект. При этом дефект вводился искусственным образом путем смещения атомов в заданные положения. Может ли модулированная релаксация возникать в окрестности дефектов в реальной структуре и какого вида должны быть эти дефекты остается неясным . Кроме того, в [12,13] учитывается наличие неустойчивости кристаллической решетки по отношению к коротковолновой фононной моде, тогда как неустойчивость решетки по отношению к длинноволновым фононам не рассматривалась. Таким образом, невыясненной остается роль низких модулей упругости или мягкой решетки.

Важным оказывается не только присутствие, но и распределение дефектов в высокотемпературной матрице. Известно, что в сплавах Ть N1, обогащенных никелем, в зависимости от термообработки меняется последовательность превращений от В2-Я319' в закаленных сплавах к В2-»11—>В19' в отожженных [14-17]. Предполагается, что этот факт связан с формированием дальнего порядка в размещении избыточных атомов никеля в отожженных сплавах. Движущей силой процесса упорядочения является энергия упругого взаимодействия между дефектами замещения [18,19].

Несмотря на то, что предложен ряд моделей зарождения мартен ситной фазы, которые позволяют объяснить многие аспекты микроскопического механизма мартенситного превращения, ни одна из них не может в деталях описать пути реакции превращения и механизм наследования дефектов высокотемпературной структуры мартенситной фазой. Эти задачи можно решить методом компьютерного моделирования.

Цель работы: методом компьютерного моделирования исследовать влияние дефектов кристаллической структуры на мартенситные превращения в ОЦК системах с низкими модулями упругости. Для этого в работе были поставлены следующие задачи:

1. Разработать алгоритм нетрадиционного метода молекулярной динамики, допускающего изменение объема и формы моделируемого блока.

2. Исследовать характер полей смещения атомов в окрестности дефектов кристаллической структуры при разной величине упругих модулей.

3. Исследовать влияние симметрии, концентрации и кооперативного поведения точечных дефектов, а также дефектов упаковки на устойчивость кристаллической решетки и возможность реализации мартенситного превращения при разной величине упругих модулей.

4. Изучить характер наследования дефектов исходной структуры мартен ситной фазой.

Положения, выносимые на защиту:

1. Расчетная схема, основанная на методе молекулярной динамики Паринелло-Рахмана, допускающего изменение объема и формы моделируемого блока, которая позволяет исследовать значительные атомно-структурные преобразования в изучаемой системе под действием произвольного тензора напряжений.

2. Полученные в рамках данной схемы результаты по влиянию точечных дефектов, их комплексов, а также дефектов упаковки на устойчивость ОЦК решетки и В2 сверхструктуры и возможность развития в них мартенситных превращений при низких модулях упругости.

3. Данные о том, что взаимодействие полей деформаций, возникающих вокруг регулярно расположенных дефектов, оказывает влияние на выбор пути мартенситного перехода и конечную структуру мартенситной фазы.

Диссертация состоит из введения, четырех глав и заключения.

модами. Дефекты могут выступать в качестве центров зарождения или закрепления областей с ближним порядком смещений атомов или промежуточных структур сдвига. Обращается внимание на то, что в условиях мягкой решетки возможно взаимодействие дефектов друг с другом с образованием сверхструктуры дефектов. Формулируется основная задача работы.

В третьей главе рассматривается влияние точечных дефектов кристаллической структуры, их комплексов и дефектов упаковки на реализацию мартенситного превращения в однокомпонентной модельной ОЦК-системе при различных значениях упругих постоянных. Изучается роль симметрии, концентрации и взаимного расположения дефектов. Анализируется влияние периодических граничных условий. Прослеживается путь мартенситной реакции из ОЦК в плотноупакованную структуру. Рассматривается образование политипных структур.

В четвертой главе изучается влияние дефектов на превращения мартенситного типа в сплавах с В2-структурой с низкими модулями

упругости на примере системы Ть№. Рассматриваются дефекты, возникающие при отклонении от стехиометрического состава сплава и понижении степени дальнего порядка. Рассчитывается релаксация атомов вблизи периодически расположенных дефектов упаковки, образованных сдвигом плоскостей {110} в направлении (.11-0).

Показывается, что в сплаве Ть№ статические смещения атомов никеля превышают смещения атомов титана. Исследуется вопрос о наследовании мартенситной фазой дефектов исходной В2-структуры.

В заключении излагаются основные результаты и выводы, полученные в диссертационной работе.

ГЛАВА 1. Влияние дефектов кристаллической структуры на мартенситные

фазовые превращения

§1.1 Влияние дефектов кристаллической структуры на мартенситные превращения

В последнее десятилетие большое внимание уделяется изучению материалов, претерпевающих мартенситные фазовые превращения. Это связано с тем, что данные материалы обладают уникальными физическими и механическими свойствами. Накануне мартенситного превращения часто наблюдаются аномалии различных свойств материала, которые связаны с развитием структурной неустойчивости кристаллической решетки при приближении к точке мартенситного перехода. Область предмартенситных явлений до сих пор представляет собой объект интенсивного исследования как потому, что в этой области система обладает особыми нелинейными свойствами, так и с точки зрения связи предпереходных явлений с последующим мартенситным превращением. Понимание физики явлений, происходящих в предмартенситной области, неразрывно связано с вопросом о механизме зарождения мартенситной фазы и роли структурных дефектов в этом процессе. Имеется достаточное количество данных, указывающих на заметное влияние дефектов кристаллической решетки на мартенситные превращения [1-9].

В большинстве мартецситных сплавов фазовые превращения оказываются превращениями I рода. Как известно, существуют два классических механизма фазового перехода I рода: гомогенный и гетерогенный. Первый реализуется через образование однородного зародыша новой фазы и последующего его роста в однородной исходной структуре, что экспериментально до сих пор не наблюдалось. При гетерогенном механизме зарождение новой фазы происходит на дефектах кристаллической структуры родительской фазы.

В контексте данной работы, связанной с изучением влияния дефектов структуры на мартенситные превращения, последние можно условно разделить на следующие группы : явно выраженные превращения I рода и превращения, близкие ко второму роду [19,20]. Для первой группы характерны большая петля гистерезиса, высокая теплота превращения, отсутствие заметной нестабильности высокотемпературной фазы при приближении к точке начала мартенситного перехода . К этой группе относятся стали и большинство сплавов на основе железа. Зарождение мартенситной фазы в данных материалах происходит гетерогенным образом на сложных дефектах структуры, таких как границы зерен, межфазовые границы, скопления дислокаций и т.д. . Подобные дефекты структуры могут выступать в качестве деформационных эмбрионов, т.е. областей с полями деформаций, подобных тем, которые должны создать мартенситное ядро, способное расти в исходной матрице. Создаваемые дефектом поля деформаций понижают активационный барьер зарождения мартенситной фазы. Простые дефекты структуры, такие как одиночные дислокации, дефекты упаковки, точечные дефекты и их комплексы, не являются центрами зарождения мартенсита в этой группе материалов. Например, в [21] показано, что в сплавах Ре-№, Ре-Сг-С, Ре-№-С благоприятными местами зарождения мартенсита являются границы зерен специального характера. Зарождения низкотемпературной фазы на дислокациях не наблюдалось. Присутствие дислокаций помогает образованию мартенсита только в том смысле, что дислокации способствуют пластической аккомодации деформации формы мартенсита.

К материалам, претерпевающим "слабый" переход I рода или близкий ко II роду, относятся сплавы на основе благородных металлов и на основе Т1№, а также 1п-Т1, МЬзЭп, ¥381 и другие. В материалах этой группы предпереходные аномалии наиболее выражены. Это проявляется в аномальном поведении электросопротивления [22]. коэффициента внутреннего трения, размягчении модулей упругости [23-26], появляк

провалы на кривых дисперсий фононов при характерных значениях волнового вектора [27-30], наблюдается диффузное рассеяние и экстрарефлексы [22,31], происходит перестройка электронного спектра [3234]. Температурный интервал предпереходной области зависит от вида сплава, его состава и термообработки и может составлять от нескольких градусов до сотен градусов.

Наличие "предвестников" мартенситного превращения делает неочевидным вопрос о том, что одни и те же факторы определяют мартенситное превращение в случае явно выраженных переходов I рода и случае переходов, близких ко II роду. Известно, что при "слабых" переходах I рода движущая сила превращения в несколько раз меньше, чем при переходах существенно I рода. Так, в [35] отмечается , что для (3-сплавов на основе меди она составляет около 40 дж/моль. В упорядоченных сплавах стехиометрического состава РезР1, в которых не наблюдается значительное размягчение модулей сдвига перед Мб, движущая сила превращения составляет ~ 1000 дж/моль. Можно предполо�