Фазовые превращения и хрупкость системы "железо—вакансии" в полях упругих напряжений

Роль упругих напряжений в формировании структурно-фазовых состояний в неравновесных системах «железо—вакансии» и «железо—вакансии—углерод» исследована теоретически. Построена петля гистерезиса, описывающая процесс γ ⇆ α-превращений в поле упругих напряжений. Поле нормировано как «температурно-силово...

Full description

Saved in:

Bibliographic Details
Published in:	Успехи физики металлов
Date:	2010
Main Authors:	Лаптев, И.Н., Пархоменко, А.А.
Format:	Article
Language:	Russian
Published:	Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України 2010
Online Access:	https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/98122
Tags:	Add Tag No Tags, Be the first to tag this record!
Journal Title:	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
Cite this:	Фазовые превращения и хрупкость системы "железо—вакансии" в полях упругих напряжений / И.Н. Лаптев, А.А Пархоменко. // Успехи физики металлов. — 2010. — Т. 11, № 1. — С. 19-59. — Бібліогр.: 59 назв. — рос.

Institution

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine

_version_	1859725812065894400
author	Лаптев, И.Н. Пархоменко, А.А.
author_facet	Лаптев, И.Н. Пархоменко, А.А.
citation_txt	Фазовые превращения и хрупкость системы "железо—вакансии" в полях упругих напряжений / И.Н. Лаптев, А.А Пархоменко. // Успехи физики металлов. — 2010. — Т. 11, № 1. — С. 19-59. — Бібліогр.: 59 назв. — рос.
collection	DSpace DC
container_title	Успехи физики металлов
description	Роль упругих напряжений в формировании структурно-фазовых состояний в неравновесных системах «железо—вакансии» и «железо—вакансии—углерод» исследована теоретически. Построена петля гистерезиса, описывающая процесс γ ⇆ α-превращений в поле упругих напряжений. Поле нормировано как «температурно-силовое», каждая точка которого отвечает определенному упруго напряженному состоянию и конкретному фазовому составу сплава. Силовые условия неравновесных мартенситных γ ⇆ α-превращений в этом пространстве определяются вектором, соединяющим любые две точки, лежащие на противоположных ветвях петли гистерезиса. Предложен новый подход к определению температуры хрупко-вязкого перехода ОЦК-металлов и условий проявления сверхпластичности. Модель может быть использована для описания фазовых превращений и прогнозирования работоспособности материалов в сложных «температурно-силовых» полях, включая реакторное облучение. Роль пружніх напружень у формуванні структурно-фазових станів у системах «залізо—вакансії» та «залізо—вакансії—вуглець» досліджено теоретично. Побудовано петлю гістерези, яка описує процес γ ⇆ α-перетворень у полі пружніх напружень. Поле нормовано як «температурно-силове», кожна точка якого відповідає певному пружньо-напруженому стану й конкретному фазовому складу стопу. Силові умови нерівноважних мартенситних γ ⇆ α-перетворень визначаються вектором, який з’єднує будьякі точки, що лежать на протилежних гілках петлі гістерези. Запропоновано новий підхід до визначення температури крихко-в’язкого переходу ОЦК-металів і умов прояву надпластичности. Модель може бути використаний для прогнозування працездатности матеріялів у складних «температурно-силових» полях, включаючи реакторне опромінення. The role of elastic stresses in the structure—phase states formation in the ‘iron—vacancy’ and ‘iron—vacancy—carbon’ systems is investigated theoretically. The hysteresis loop describing γ ⇆ α-transformations in a field of elastic stresses is plotted. The field is normalized as ‘temperature—stress’ one. Its each point corresponds to both the certain elastically stressed state and the concrete phase composition of an alloy. Force conditions of nonequilibrium martensitic γ ⇆ α-transformations are defined by a vector, which connects any two points lying on opposite branches of the loop. The new approach to definitions of the brittle—ductile-transition temperature for the b.c.c. metals and conditions of superplasticity is proposed. The model can be used for the description of phase transformations and forecasting of serviceability of materials in complex ‘temperature—stress’ fields, including the reactor irradiation.
first_indexed	2025-12-01T11:22:41Z
format	Article
fulltext	19 PACS numbers: 05.70.Ln, 61.72.jd, 61.72.Qq, 62.20.fg, 62.20.mj, 64.70.kd, 81.30.Kf Фазовые превращения и хрупкость системы «железо—вакансии» в полях упругих напряжений И. Н. Лаптев, А. А. Пархоменко ННЦ «Харьковский физико-технический институт», ул. Академическая, 1, 61108 Харьков, Украина Роль упругих напряжений в формировании структурно-фазовых состоя- ний в неравновесных системах «железо—вакансии» и «железо—вакансии— углерод» исследована теоретически. Построена петля гистерезиса, опи- сывающая процесс γ α-превращений в поле упругих напряжений. Поле нормировано как «температурно-силовое», каждая точка которого отве- чает определенному упруго напряженному состоянию и конкретному фа- зовому составу сплава. Силовые условия неравновесных мартенситных γ α-превращений в этом пространстве определяются вектором, соеди- няющим любые две точки, лежащие на противоположных ветвях петли гистерезиса. Предложен новый подход к определению температуры хруп- ко-вязкого перехода ОЦК-металлов и условий проявления сверхпластич- ности. Модель может быть использована для описания фазовых превра- щений и прогнозирования работоспособности материалов в сложных «температурно-силовых» полях, включая реакторное облучение. Роль пружніх напружень у формуванні структурно-фазових станів у сис- темах «залізо—вакансії» та «залізо—вакансії—вуглець» досліджено теоре- тично. Побудовано петлю гістерези, яка описує процес γ α-перетворень у полі пружніх напружень. Поле нормовано як «температурно-силове», кожна точка якого відповідає певному пружньо-напруженому стану й конкретному фазовому складу стопу. Силові умови нерівноважних мар- тенситних γ α-перетворень визначаються вектором, який з’єднує будь- які точки, що лежать на протилежних гілках петлі гістерези. Запропоно- вано новий підхід до визначення температури крихко-в’язкого переходу ОЦК-металів і умов прояву надпластичности. Модель може бути викорис- таний для прогнозування працездатности матеріялів у складних «темпе- ратурно-силових» полях, включаючи реакторне опромінення. The role of elastic stresses in the structure—phase states formation in the ‘iron—vacancy’ and ‘iron—vacancy—carbon’ systems is investigated theoreti- cally. The hysteresis loop describing γ α-transformations in a field of elastic Успехи физ. мет. / Usp. Fiz. Met. 2010, т. 11, сс. 19—59 Оттиски доступны непосредственно от издателя Фотокопирование разрешено только в соответствии с лицензией © 2010 ИМФ (Институт металлофизики им. Г. В. Курдюмова НАН Украины) Напечатано в Украине. 20 И. Н. ЛАПТЕВ, А. А. ПАРХОМЕНКО stresses is plotted. The field is normalized as ‘temperature—stress’ one. Its each point corresponds to both the certain elastically stressed state and the concrete phase composition of an alloy. Force conditions of nonequilibrium martensitic γ α-transformations are defined by a vector, which connects any two points lying on opposite branches of the loop. The new approach to defini- tions of the brittle—ductile-transition temperature for the b.c.c. metals and conditions of superplasticity is proposed. The model can be used for the de- scription of phase transformations and forecasting of serviceability of mate- rials in complex ‘temperature—stress’ fields, including the reactor irradia- tion. Ключевые слова: упруго напряженное состояние, мартенситные превра- щения, петля гистерезиса, фазовый состав, система «железо—вакансии», хрупко-вязкий переход. (Получено 10 июня 2008 г.; окончат. вариант – 3 февраля 2010 г.) 1. ВВЕДЕНИЕ Фазовые превращения играют важную роль в образовании и релак- сации внутренних напряжений в металлах и сплавах, возникаю- щих из-за объемных несоответствий образующихся фаз и матрицы. В этих процессах значительное место принадлежит γ α-перехо- дам, как диффузионным, так и мартенситным. Несмотря на почти вековую историю исследований γ α-мартенситных превращений, природа их до конца не изучена. В этой связи уместно привести ци- тату из работы [1]: «Сейчас уже почти не у кого узнать подробности острых дискуссий по проблеме мартенситного превращения между А. П. Гуляевым и академиком Г. В. Курдюмовым, но физическое описание природы этого превращения сейчас, как и тогда, далеко от завершения». Поэтому исследования механизмов образования мартенсита по-прежнему остаются актуальными. Об этом свиде- тельствуют и фундаментальные исследования, выполненные в по- следние годы в ИМФ НАНУ, связанные с изучением особенностей релаксационных процессов и деформационных явлений при мар- тенситных превращениях ([2, 3] и др.). Взаимосвязь напряжений и мартенситных превращений в сталях неоднократно подтверждалась экспериментально. Еще в 1958 г. Ко- хендорфер [4], изучая γ αм-мартенситные превращения в никеле- вом сплаве Н30 (Fe + 30% Ni) под действием внешнего одноосного растяжения, обнаружил, что в монокристаллах аустенита при ох- лаждении, в зависимости от направления приложенной нагрузки, реализуются ориентировки мартенсита, отличные от ориентировок Курдюмова—Закса и Нишиямы. В том же сплаве при деформации аустенита сжатием при комнатной температуре образуется α-мар- тенсит, ориентировка которого также зависит от направления при- ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ХРУПКОСТЬ СИСТЕМЫ «ЖЕЛЕЗО—ВАКАНСИИ» 21 ложенной нагрузки. Если сжимать монокристаллы вдоль [100]γ, то возникает мартенсит с ориентировкой Бейна [5], а при сжатии вдоль [110]γ образуется мартенсит с ориентировкой, которую в этом сплаве наблюдал Петч при охлаждении тонких фольг [6]. В дальнейшем [7, 8] было установлено, что число и расположение мартенситных полюсов зависит от формы аустенитных образцов. Если исследуемый образец имеет шаровидную форму, то наблюдает- ся полюсная фигура, соответствующая соотношению Курдюмова— Закса. Все ориентировки Курдюмова—Закса и Нишиямы можно на- блюдать только на массивных образцах. Если же аустенитные об- разцы очень тонкие или если во время γ αм-превращения к образцу приложено внешнее напряжение, то количество ориентировок уменьшается. Боуэлс и Маккензи [9] впервые в теории мартенсит- ных превращений ввели параметр дилатации, связанный с ΔV/V, и показали, что с помощью этого параметра можно получить набор любых габитусных плоскостей. Хотя параметр дилатации оказался удобным способом согласования теории с экспериментом, его введе- ние, по мнению Ройтбурда и Эстрина, не было обоснованным [10]. Особенно актуальным вопрос о γ αм-превращениях является для радиационного материаловедения, где специальные исследова- ния в этой области практически не ведутся, несмотря на целый ряд имеющихся экспериментальных результатов, свидетельствующих о протекании γ α-фазовых переходов в реакторных материалах под облучением (см., например, [11—15]). В работе [15] было высказано предположение, что релаксация уп- ругих напряжений в облучаемых аустенитных сталях возможна в результате мартенситных γ α-превращений, в которых объемные несоответствия образующихся фаз компенсируются выделением или поглощением вакансий. Дальнейшие теоретические исследова- ния, основанные на этом предположении [16], позволили построить диаграмму ГЦК ОЦК-полиморфных превращений и показать, что между ГЦК- и ОЦК-фазами существует непрерывный спектр ОЦТ- состояний. Эти состояния определяются только концентрацией и анизотропией распределения вакансий или тензором действующих упругих напряжений (внутренних или приложенных извне). Кроме известных классических монографий, посвященных то- чечным дефектам, в целом ряде работ были приведены результаты, заинтересовавшие авторов с точки зрения идеи, развиваемой в дан- ной работе, о роли вакансий в фазовых превращениях. Так, в работе [17] в рамках теории вакансий в сплавах внедрения показана прин- ципиальная возможность вакансий стимулировать фазовые пре- вращения при больших значениях концентраций внедренных ато- мов. В работе [18] предпринята попытка построения диаграммы фа- зовых состояний системы «металл—вакансии». Теоретические оцен- ки величины относительного объема вакансий и упругих напряже- 22 И. Н. ЛАПТЕВ, А. А. ПАРХОМЕНКО ний, создаваемых ими в кристаллической решетке, проведены, со- ответственно, в работах [19, 20]. Идеи Шоттки о вакансионном ле- гировании металлов были развиты в работах группы Ю. П. Гуля (см., например, [21]). На возможную роль вакансий в сдвигах и мар- тенситных превращениях в поверхностных слоях металлов, нахо- дящихся в неравновесных условиях, указывалось в работах [22, 23]. В настоящей работе рассмотрен новый подход к исследованию и описанию условий мартенситообразования в неравновесных систе- мах «Fe—v» и «Fe—C—v» под действием упругих напряжений, обу- словленных влиянием температур, давлений, легирования, закал- ки, деформаций или облучения. 2. ПРИНЦИПЫ ПОСТРОЕНИЯ ПЕТЛИ ГИСТЕРЕЗИСА Базисом нашего подхода является диаграмма ГЦК ОЦК- перехода, которая имеет вид петли гистерезиса. При построении диаграммы мы руководствовались тремя основными положениями: — кристаллография превращений соответствует схеме Бейна (рис. 1, а) для идеального монокристалла; — деформация бейновского объема отвечает минимуму измене- ния ΔV/V при фазовом переходе; — относительный объем фазового несоответствия (ΔV/V) обуслов- лен только вакансиями, которые либо поглощаются, либо выделя- ются при фазовом превращении. Если третье положение постулируется, то два первых мы исполь- зовали для выбора кристаллографических конфигураций ГЦК ОЦК-превращений. Не исключая, что среди множества возможных способов деформации справедливы и иные, мы остановились на сле- дующих двух: — объем Бейна деформируется в сфере (при Dсф = const) по плоско- сти (101)γ \|\| (112)α в направлении <101>γ \|\| <111>α (рис. 1, б); — объем Бейна деформируется между параллельными плоско- стями (111)γ \|\| (101)α (при h = const) в направлении <112>γ \|\| (101)α (рис. 1, в). Для каждой из конфигураций изменение относительного объема (ΔV/V) может быть вычислено как функция некоторого угла ϕ, ко- торый составляет направление (ребро) <001> элементарной объемно- центрированной ячейки (и в феррите, и в аустените) с предполагае- мой кристаллографической плоскостью сдвига, двумя вариантами: ,1 мV V V V γ−=Δ где Vγ и Vм – объемы аустенитной и мартенситной ячеек соответст- венно; ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ХРУПКОСТЬ СИСТЕМЫ «ЖЕЛЕЗО—ВАКАНСИИ» 23 ,1 м α −=Δ V V V V где Vα – объем ячейки феррита. Первый вариант – это изменение ΔV/V при прямом γ α-превра- щении, а второй – при обратном. Все четыре варианта расчетов сводятся к двум элементарным соотношениям: ϕϕ −=Δ sincos22 1 1 2V V , (1) 2 sincos33 1 2 ϕϕ−=Δ V V . (2) Каждое из соотношений отвечает прямому и обратному γ α-пре- вращениям, но с различной кристаллографией (см. конфигурацию на рис. 1) так, что прямые и обратные превращения с одинаковой кристаллографией описываются различными соотношениями. По условиям построения, углы ϕ и ϕ′ (см. рис. 1) хотя и изменя- ются в одних пределах (от 35°15′ до 45°) различны. Направления их изменений противоположны при одинаковых направлениях изме- нений ΔV/V(ϕ). Учитывая кристаллографические различия выбран- Рис. 1. Тетрагональный объем Бейна (а); деформация объема в сфере (Dсф = = const) по плоскости (101)γ \|\| (112)α (б); деформация объема между парал- лельными плоскостями (h = const) (111)γ \|\| (101)α (в). Тетрагональность мар- тенсита в промежутке между ГЦК- и ОЦК-состояниями определяется как отношение параметров его решетки с/а (с = аγ и а = аγ/ 2 ). В указанном промежутке она изменяется в линейной пропорции от 1 до 1,4142. 24 И. Н. ЛАПТЕВ, А. А. ПАРХОМЕНКО ных нами механизмов γ α-превращений, графическое построение соотношений (1) и (2) мы выполнили дважды с изменением начала отсчета углов ϕ на противоположное. На диаграмме (рис. 2) видно как две пары кривых объединяются в виде двух петель гистерезиса («правая» и «левая»). Такое объеди- нение соответствует тому, что процессы прямых и обратных пре- вращений по единому механизму оказываются неразрывными и протекают по замкнутому циклу вдоль петли гистерезиса. Петли абсолютно идентичны. Поэтому для исследований пригодна любая из двух петель, описывающая изменение ΔV/V(ϕ). Рис. 2. Полная диаграмма γ α-фазовых превращений в тройной системе «железо—углерод—вакансии». I и II – ветви петель гистерезиса, построен- ные по соответствующим соотношениям с измерением направления отсче- та угла ϕ; OQM – линия, отвечающая истинной оси температур; −50°C, 20°C, 910°C – углеродные изотермы; G и H – точки напряженных со- стояний, отвечающие началу максимальных векторов нормальных на- пряжений γ α-превращений при сжатии (G) и растяжении (H); δ и ω – напряженные состояния системы при заданной температуре (углеродная изотерма 20°C). ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ХРУПКОСТЬ СИСТЕМЫ «ЖЕЛЕЗО—ВАКАНСИИ» 25 3. ПОСТРОЕНИЕ «ТЕМПЕРАТУРНО-СИЛОВОГО» ПОЛЯ Начнем исследования с нормировки поля, в котором построена на- ша диаграмма. Напомним, что по определению [24] ,3 iv cc a a l l V V −=⎟ ⎠ ⎞ ⎜ ⎝ ⎛ Δ−Δ=Δ где a – параметр решетки кристалла, l – длина образца, cv – кон- центрация вакансий, ci – концентрация междоузельных атомов. Поскольку для металлов cv >> ci, то ΔV/V ≈ cv. В то же время σn = K(ΔV/V), где K – модуль объемного растяже- ния (сжатия); σn – нормальные напряжения. Поэтому ось ΔV/V может быть нормирована как относительно cv, так и относительно σn. Если вертикаль нашей диаграммы соответствует нормальным напряжениям (σn), то естественно полагать, что перпендикулярная к ней ось углов ϕ одновременно является и осью тангенциальных (σt) напряжений. Дополним нашу петлю гистерезиса зависимостью ΔV/V(ϕ) (где ϕ теперь является функцией содержания углерода в железе), взятой из экспериментальных данных об изменениях параметров решеток аустенита и мартенсита в зависимости от концентрации углерода в железе [25]. Вычисленные из экспериментальных кривых значения ΔV/V(ϕ) пропорционально укладываются на прямую линию FA (рис. 3). Полагая, что линейная зависимость ΔV/V от содержания углерода в железе сохраняется и для более высоких концентраций, мы продолжили шкалу концентраций углерода в область высоких значений угла ϕ. Связь концентраций углерода с ΔV/V позволяет нормировать ось σt, т.е. построить «силовое» поле. Чтобы преобразовать «силовое» поле в «температурно-силовое» поле γ α-превращений в железе, необходимо знать зависимость ΔV/V(ϕ) при различных температурах. Линия FA нашей диаграммы соответствует изменению ΔV/V(ϕ) при 20°С (двадцатиградусная уг- леродная изотерма). Используя справочные данные [26] о коэффи- циентах термического расширения для закаленных сплавов Fe—C с содержанием в них углерода от 0 до 1,5 вес.% С, можно вычислить ΔV/V для различных температур от 20 до 1000°С. В области указанных концентраций углерода результаты вычис- лений вплоть до 700°С укладываются на линии (углеродные изо- термы), параллельные линии FA. С ростом температуры зависимо- сти ΔV/V(ϕ) в линейной пропорциональности смещаются в сторону более высоких значений. На рисунках 2 и 3 (для примера) приведе- ны зависимости ΔV/V(ϕ), вычисленные для различных температур. Таким образом, мы нанесли на диаграмму сетку температур и тем самым завершили построение «температурно-силового» поля. По построению петля гистерезиса (исходная) – это непрерывный 26 И. Н. ЛАПТЕВ, А. А. ПАРХОМЕНКО спектр ОЦТ-состояний, которые возникают в решетках идеальных монокристаллов аустенита или феррита под действием изменяю- щихся упругих напряжений растяжения или сжатия, внутренних или приложенных извне. Понятно, что каждая точка петли гисте- резиса в поле упругих напряжений может быть определена соответ- ствующими значениями нормальных и тангенциальных напряже- ний (иначе, действующим тензором напряжений). В «температурно-силовом» поле петля приобретает новое качест- во – теперь это спектр напряженных состояний, возникающих под действием давлений и температур. Для идеального монокристалла Рис. 3. Петля гистерезиса («правая») и ее изолинии: AF – изотерма (одно- осное растяжение—сжатие); CF – изобара (чистый сдвиг); MF – изохора (всестороннее растяжение—сжатие); ik – произвольный вектор напряже- ния мартенситного γ α-превращения; σn = σn (v) + σn (C) и σt = σt (v) + σt (C) – нормальнее (σn) и тангенциальные (σt) составляющие вектора ik; символы «v» и «C» обозначают вакансионную и углеродную части составляющих соответственно. Линия M—R определяет зависимость температуры начала мартенситных превращений Ms от степени тетрагональности решетки кристалла. Сплошная линия – расчетная по данной модели, точки на ли- нии взяты из работы [25]. ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ХРУПКОСТЬ СИСТЕМЫ «ЖЕЛЕЗО—ВАКАНСИИ» 27 чистого железа исходная петля гистерезиса является единственным путем упругих деформаций, вдоль которого мартенситные превра- щения возможны только как перескоки с одной ветви петли гисте- резиса на противоположную ветвь под действием накапливающих- ся упругих напряжений. Любому отклонению от этого пути будет сопутствовать предварительная пластическая деформация, образо- вание иной петли гистерезиса и только потом накопление упругих напряжений, и мартенситный переход, но уже во вновь образован- ной петле. Из диаграммы (рис. 3) напрямую следуют связи между основными термодинамическими величинами: температурой (T), давлением (P), изменением объема фазового несоответствия (V), ко- торый поглощается ферритом либо мартенситом или выделяется в аустените, и определенной концентрацией вакансий (cv). Соотно- шения между всеми величинами приведены в таблице 1. Как будет показано далее, важнейшей характеристикой нашего поля является степень тетрагональных (ОЦТ-) искажений (тетра- гональность), которые испытывает объем Бейна (см. рис. 1) в про- цессе фазовых превращений под действием упругих напряжений или в результате легирования. Обычно тетрагональные искажения, возникающие при легировании элементами замещения, измеряют- ся отношением (Δа/а) изменения параметра кристаллической ре- шетки к его исходному значению. В таком случае тетрагональность может изменяться от нуля как в сторону положительных, так и в сторону отрицательных значений. Для нашего поля Δа/а пропор- ционально ΔV/V. В то же время существует тетрагональность, обу- словленная легированием элементами внедрения и их упорядоче- нием, например, тетрагональность мартенсита, которая связана в сталях с углеродом и, обычно, определяется отношением парамет- ров решетки (с/а). В промежутке между ОЦК- и ГЦК-состояниями в нашем поле она изменяется линейно от 1 до 2 . 4. СВОЙСТВА ПЕТЛИ Петля гистерезиса обладает следующими свойствами: ТАБЛИЦА 1. Соотношения между некоторыми величинами «температур- но-силового» поля. T, °C cv, об.% σn, кгс/мм 2 С, вес.% 1 0,00461 0,738 0,00494 216,7 1 160,0 1,07 1,354 0,00625 1 0,00669 202,5 0,9346 149,5 1 28 И. Н. ЛАПТЕВ, А. А. ПАРХОМЕНКО — процесс γ α-превращений по одному и тому же механизму развивается по замкнутому циклу вдоль петли гистерезиса, подчи- няясь уравнениям непрерывности так, что если прямое γ α- превращение протекает вдоль верхней ветви петли гистерезиса, то обратный α → γ-переход осуществляется вдоль нижней (и наобо- рот); — всегда точка О – начало, а точка М – окончание прямого пре- вращения (и наоборот); — всегда направление роста гидростатических растягивающих напряжений совпадает с ростом температур, а рост сжимающих – соответствует их снижению; — петля гистерезиса делит условно (условно потому, что если пет- ля описывает переход ОЦК → ГЦК, то однофазные области поме- няют свое положение на противоположное) все поле напряженных состояний на три области: 1) область над верхней ветвью петли – область существования напряженных состояний однофазного аустенита, 2) область под нижней ветвью – область напряженных состоя- ний однофазного феррита, 3) область внутри петли гистерезиса – область напряженных со- стояний двухфазных γ + α-систем (или многофазных с учетом кар- бидов) (см. табл. 1 и 2); — из любой произвольно выбранной точки петли возможен пря- мой или обратный γ α-переход «скачком» с одной ветви на другую под действием упругих напряжений. Для перехода достаточно, что- бы вектор действующих напряжений или любая его составляющая начинались на одной ветви петли гистерезиса, а заканчивались на противоположной. Последнее свойство петли гистерезиса относится к бездиффузи- онным мартенситным превращениям. Направление силового век- тора, под действием которого происходит образование мартенсита (см. рис. 3), по-видимому, определяет его габитус и, как следствие, ТАБЛИЦА 2. Содержание остаточного аустенита в закаленных сталях в зависимости от концентрации углерода. С, вес.% γост, % [9] γост, % (расчет) 0,6 2—3 – 0,8 3—6 – 1,0 6—15 ≅ 15 1,2 9—30 ≅ 30 1,4 30—50 ≅ 40 1,6 50—80 ≅ 65 ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ХРУПКОСТЬ СИСТЕМЫ «ЖЕЛЕЗО—ВАКАНСИИ» 29 полюсную фигуру кристаллогеометрических связей между решет- ками мартенсита и исходного аустенита. Об этом свидетельствуют экспериментальные данные и теоретические исследования, приве- денные в литературном обзоре к данной статье [4], [9]. Любые ори- ентационные соотношения будут реализоваться при направлениях силового вектора, лежащих в промежутке между направлением чистого сдвига и направлением действия нормальных напряжений. Это объясняется тем, что всегда силовой вектор, соединяющий две точки, лежащие на противоположных ветвях петли гистерезиса, определенным образом связан с кристаллографией ОЦТ-объема. Кратчайший силовой вектор превращений, перемещаясь от цен- тра диаграммы к любой критической точке О или М, испытывает ротацию (рис. 4). Поэтому от того, в какой области «температурно- силового» поля и под действием каких напряжений происходит пе- Рис. 4. Схема определения спектров напряженного состояния кристалла в зависимости от температуры и ротация минимального вектора превраще- ний nm при приближении к критической точке М. Отрезки изотерм δ—ω и δ′—ω′ соответствуют изменению спектров при изменении температуры кри- сталла. Линии h—ω и H—λ соответствуют сдвиговым компонентам тензора напряжений. Линии H—h и λ—δ′ соответствуют нормальным компонентам тензора напряжений. 30 И. Н. ЛАПТЕВ, А. А. ПАРХОМЕНКО реход, зависит и кинетика образования мартенситов (в соответст- вии с классификацией Курдюмова – атермическая, взрывная, изо- термическая). Любой силовой вектор, который описывает условия прямого или обратного мартенситного превращения в сталях, мо- жет быть разложен на составляющие σn = σn (C) + σn (v) и σt = σt (C) + σt (v). Здесь символ «С» соответствует углеродной части напряжений пре- вращения, а символ «v» – вакансионной (как это описано в [16]; см. рис. 3). По определению каждая точка поля (в том числе и точки исход- ной петли гистерезиса) соответствует определенному структурно- фазовому напряженному состоянию системы «железо—вакансии» при заданном давлении и температуре. Каждое такое состояние ле- жит на пересечении изолиний, принадлежащих трем основным се- мействам: 1) изотермы (семейство наклонных параллелей) – линии, соеди- Рис. 5. Графическое определение точек напряженных состояний δ, ω и Δ для различных петель (систем) и соотношения фаз γ и α: отрезок (Δ—а) – γ- фаза (остаточный аустенит); отрезок (Δ—b) – α-фаза (феррит). Если точка Δ лежит вне коноды (a—b), то система на 100% однофазна (в примере, пред- ставленном на рисунке, в точке Δ система на 100% состоит из α-фазы). Линия Z – линия, вдоль которой отношение Δа : Δb = α : γ = 1 : 1. ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ХРУПКОСТЬ СИСТЕМЫ «ЖЕЛЕЗО—ВАКАНСИИ» 31 няющие все напряженные или структурно-фазовые состояния, воз- можные при заданной температуре, например, с различным содер- жанием углерода; 2) изобары (семейство горизонталей) – линии, соединяющие все состояния системы, возможные при заданном гидростатическом давлении; 3) изохоры (семейство вертикалей) – линии, соединяющие все- возможные состояния, объемные изменения в которых не зависят от ориентации кристаллов в силовом пространстве, так как фазовые превращения происходят под действием только нормальных на- пряжений (σn). Каждое семейство изолиний связано в нашем «температурно- силовом» поле с определенным тензором напряжений (см. рис. 3): — изотермы – одноосное растяжение (сжатие); — изобары – чистый сдвиг; — изохоры – гидростатическое растяжение (сжатие). Внутри исходной петли гистерезиса можно выделить еще одно семейство изолиний – линии постоянного фазового состава. Эти линии начинаются и заканчиваются в точках О и М и в любой своей точке удалены от ветвей петли в одинаковой пропорции. Значит, каждой точке пространства внутри петли отвечают не только опре- деленное напряженное состояние, но и определенный фазовый со- став. Изобара (или конода), проведенная через любую точку Δ на- шего поля, делится этой точкой по правилу рычага [25] так, что от- резок а—Δ соответствует содержанию в сплаве аустенита, а отрезок Δ—b – феррита. Любая точка, лежащая вне исходной петли гисте- резиса, отвечает однофазному состоянию данной системы. На ри- сунке 5, для примера, изображены различные петли и их коноды, а также линия Z, вдоль которой отношения фаз – γ : α = 1 : 1. Вычисленные по нашей диаграмме содержания остаточного ау- стенита в закаленных сплавах железа с углеродом находятся в хо- рошем соответствии с экспериментальными данными (см. табл. 2). 5. РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ 5.1. Составляющие «температурно-силового» поля В теории порообразования в металлах и сплавах под облучением существует некий парадокс. С одной стороны, процесс нуждается в избыточной концентрации вакансий. Однако избыточная концен- трация вакансий порождает сжимающие напряжения, которые, чем выше, тем сильнее подавляют образование пор. Замечательной иллюстрацией этого эффекта являются известные эксперименты по взаимной диффузии в металлах и сплавах. Так, для диффузионных 32 И. Н. ЛАПТЕВ, А. А. ПАРХОМЕНКО пар «Cu—Ni» и «α-латунь—медь» напряжения гидростатического сжатия, полностью запрещающие порообразование по оценкам [29], составляют 107—108 дин/см 2, а для большинства других пар оказываются на уровне 1010 дин/см2. Такие же оценки запрещаю- щих давлений дает и [27]. Эта величина находится в хорошем соот- ветствии с величиной давлений (12,5 ГПа) и температур (порядка 600°С), при которых завершается α → ε-превращение в чистом же- лезе [8]. Такие же величины давлений и температур соответствуют завершению фазового перехода и на нашей диаграмме (точка М на рис. 3). Очевидно, совпадение запрещающих порообразование дав- лений [27, 29] с экспериментальными значениями давлений завер- шения α → ε-превращений [8, 35] и полученными нами величинами давлений, запрещающих мартенситные превращения в железе, не случайно. С другой стороны, растяжения повышают уровень рав- новесной концентрации вакансий, а это означает, что в материале возникает вакансионная недостаточность. Несмотря на то, что в ус- ловиях действия тензора гидростатических растягивающих на- пряжений вакансии, необходимые для образования пор, отсутст- вуют, скорость процесса с ростом растягивающих напряжений воз- растает [30]. Если процесс зарождения пор и микротрещин вполне может быть гомогенным вблизи предела прочности, то их возникновение при напряжениях значительно меньших этого предела прямо указыва- ет на то, что механизм может быть только гетерогенным (диффузи- онное образование пор или трещин равносильно саморазрушению). Среди возможных механизмов гетерогенного порообразования осо- бое место принадлежит мартенситным фазовым превращениям, по- скольку они могут протекать с большими объемными изменения- ми, обусловленными поглощением или выделением вакансий. Убедительным подтверждением участия вакансий в мартенсит- ных фазовых превращениях являются результаты работы [31], вы- полненные на облученных сталях и сплавах титана, в которой де- монстрируется обратный эффект – роль закалочных напряжений сжатия в растворении вакансионных комплексов, созданных облу- чением до дозы 1021 нейтрон/cм 2. Именно закалка, в результате ко- торой возможны процессы прямых мартенситных превращений под действием сжимающих напряжений, способствует растворению ва- кансионных комплексов, созданных облучением и ответственных за деградацию механических свойств сталей и сплавов. Построение петли гистерезиса было основано на трех принципах. Один из них – постулат об обязательном участии вакансий в фазо- вых превращениях. На самом деле исходная петля гистерезиса бы- ла рассчитана, как упругие деформации идеальной объемно- центрированной ячейки кристалла при ее ГЦК—ОЦК-превращени- ях. Чтобы привести в соответствие постулат и построение, необхо- ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ХРУПКОСТЬ СИСТЕМЫ «ЖЕЛЕЗО—ВАКАНСИИ» 33 димо нормировать упругие деформации объема кристаллической ячейки, обусловленные фазовыми превращениями, в единицах cv, что и было выполнено при построении «температурно-силового» поля. Справедливость такого подхода подтверждается теоретиче- ской работой [32]. Рассматривая вакансии в кристаллах вблизи аб- солютного нуля температур, авторы полагали, что вакансия, как квантовый объект, представляет собой волну энергии, «размазан- ную» по всему объему кристалла. Мы считаем, что в практическом понимании такую волну можно представить только как упругую деформацию кристаллической решетки. На самом деле она не «размазана». Как квантовый объект следует рассматривать не ва- кансию, а ее квазичастицу – элементарный акт изменения колеба- тельного спектра атома решетки, вызванный изменением (квантом) внутренней энергии системы. Складываясь, с ростом внутренней энергии, кванты порождают вакансии, как точечные дефекты. По- скольку упругость кристаллических тел присуща им вплоть до температур плавления, то и вакансионные кванты существуют не только вблизи абсолютного нуля температур. Поэтому нормировка упругого поля напряжений и связанных с ними деформаций кри- сталлической ячейки в единицах cv может быть оправдана. Поля упругих напряжений изначально являются дальнодейст- вующими и могут быть как растягивающими, так и сжимающими. Результирующее поле напряжений, образуемое вакансией как то- чечным дефектом, сжимающее, близкодействующее и распростра- няется не далее четвертой координационной сферы. Таким образом, постулат объединяет давно привычные представления о вакансиях, как о точечных дефектах, порождающих сжимающие напряже- ния, с представлениями о вакансиях, как об упругих деформациях растяжения идеальной кристаллической решетки. В этом прояв- ляется дуализм природы вакансий. Более того, можно говорить об иерархии природы вакансий, имея в виду, что вакансии могут на- ходиться в кристалле в виде: — упругих волн; — отдельных точечных дефектов; — конгломератов (диски, дислокационные петли, поры, трещины). Каждое из состояний диктуется энергетической целесообразно- стью. Так, например, упругие волны сжатия стремятся превратить- ся в вакансии, как точечные дефекты, а растяжения, наоборот, пе- реводят точечные дефекты, – вакансии, – в разряд упругих волн. Столь подробное обсуждение этого вопроса связано с тем, что в мартенситных превращениях определяющую роль играют именно упругие напряжения и связанные с ними деформации, а вакансии, как точечные дефекты или их комплексы, возникают или исчезают в результате самого превращения. Величина накопленных упругих напряжений или деформаций к моменту превращения является 34 И. Н. ЛАПТЕВ, А. А. ПАРХОМЕНКО мерой изменения фазового объема. Нормированное в единицах cv, это изменение определяет число вакансий, поглощенных или выде- лившихся при образовании новой фазы. Дуализм природы вакансий позволяет однозначно трактовать механизм образования мартенсита и в идеальных монокристаллах и в реальных кристаллических телах с различными структурными состояниями. Дело в том, что в реальных кристаллических системах априори существует равновесная концентрация вакансий, в то время как в идеальных монокристаллах ни о каких вакансиях не может быть и речи. В реальных кристаллах концентрация вакансий может быть больше или меньше ее равновесного значения. Отклонения cv от равновесных значений, определяют величину и знак (сжимающие или растягивающие) возникающих упругих напряжений. Напри- мер, в результате закалки либо высокоскоростного нагрева, или под воздействием гидростатических напряжений в кристаллических структурах изменяется уровень равновесной концентрации вакан- сий. Это способствует либо пересыщению кристалла вакансиями (при неизменной их концентрации), либо образует их дефицит. Как только в системе силовые условия оказываются достаточными для мартенситного превращения, в материале реализуется γ αм-пере- ход. Таким образом, мартенситные фазовые превращения – это способ релаксации накапливающихся упругих напряжений (на- пример, в результате охлаждения при закалке), а не причина на- копления напряжений, как это обычно считают. Если прямой мар- тенситный переход осуществляется под действием сжимающих уп- ругих напряжений, то релаксация осуществляется поглощением накопившейся избыточной концентрации вакансий менее плотной, чем аустенит, ферритной фазой. Если обратное превращение разви- вается под действием растягивающих упругих напряжений, то ре- лаксация обусловлена выделением недостающей концентрации ва- кансий за счет образования дополнительного объема пустоты (объ- ем фазового несоответствия) и более плотной аустенитной фазы. Как уже было сказано выше, в идеальном монокристалле дейст- вуют только упругие напряжения, а не вакансии в виде точечных дефектов. Тем не менее, точно так же как это описано выше, нако- пившиеся упругие напряжения растяжения при обратном мартен- ситном превращении должны порождать в идеальном монокри- сталле вакансионный комплекс. При гидростатическом сжатии и низкой концентрации вакансий деформация идеального монокристалла подчиняется законам тер- модинамики, и α-фаза превращается в более плотную ε-фазу про- стым сдвигом. Петля гистерезиса описывает и этот процесс. Только в результате закалки (т.е. при одновременном изменении темпера- туры и давления, другими словами, при изменении концентрации ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ХРУПКОСТЬ СИСТЕМЫ «ЖЕЛЕЗО—ВАКАНСИИ» 35 вакансий) чистого железа возможно образование в нем α-мартенси- та [7] (в соответствии с P—T-диаграммой). Так, в работе [28] показа- но, что в результате закалки кристаллов чистого железа с высокими скоростями (1100—3⋅105 град/сек) возникает так называемая «пере- охлажденная» γ-фаза, в которой наблюдаются фазовые γ → α-мар- тенситные превращения. Температура начала образования мартен- сита зависит от скорости закалки, но изменяется скачками (дис- кретно) так, что переход наблюдается при четырех (почти фиксиро- ванных) температурах: 820, 720, 540 и 420°С. Концентрация угле- рода в железе ≅ 0,01%, а после отжига в вакууме не превышала 0,005%. Уже при 540°C образец почти весь претерпевал мартенсит- ное превращение. Учитывая все выше сказанное, можно утверждать: образование мартенсита в кристаллах железа неразрывно связано с закалочны- ми вакансиями или, по крайней мере, с комплексами «углерод— вакансия». Скорость закалки настолько велика, что точка напря- женного состояния системы не успевает перемещаться вслед за температурой и давлением. Поэтому с ростом скорости охлаждения температура начала мартенситообразования снижается, т.е. на- блюдается эффект подобный тому, который проявляется при уве- личении содержания углерода в железе. Дискретный же характер ее снижения, по-видимому, связан с различиями в напряженных состояниях самой системы и кристаллографией совместимости ре- шеток формирующегося мартенсита и матрицы при различных температурах. Рассмотрение процесса образования мартенсита в идеальных кристаллах важно не только для теории. Трудно представить про- цесс зарождения коллективного (упорядоченного) перемещения атомов в кристалле, заполненном линейными, двумерными и объ- емными дефектами. В таком случае следует ожидать, что центрами зарождения (зародышами) мартенсита, вероятнее всего, являются микрообласти со структурой идеальных монокристаллов (зерна, блоки или ячейки), превращения в которых осуществляются под действием только упругих напряжений. Поскольку поиски заро- дышей мартенсита ведутся в дефектных областях кристаллов, то не удивительно, что они так и не увенчались успехом (см., например, [7]). Теория предсказывает, что плотность зародышей в сталях должна составлять 107 см −3 выше температуры начала мартенситно- го превращения, а каждый вновь образованный кубический санти- метр мартенсита должен порождать 1010 новых зародышей [27]. Это означает, что если при плотности 107 см −3 обнаружить зародыш сложно, то после образования первых порций мартенсита поиск не может быть проблемой. Основная составляющая нашего поля – диаграмма фазовых пре- вращений, имеющая вид петли гистерезиса. Она построена на базе 36 И. Н. ЛАПТЕВ, А. А. ПАРХОМЕНКО двух кристаллографических конфигураций, каждая из которых включает элементы кооперативного сдвига в плоскостях мартенси- тообразования и двойникования (рис. 1). Хотя процессы протекают в различных плоскостях, оба они описываются одним и тем же ана- литическим выражением (см. соотношения (1) или (2)). Это означа- ет, что, по крайней мере, в идеальных монокристаллах энергии ак- тивации этих процессов равны, и они могут развиваться совместно, дополняя друг друга. И действительно, в сталях и сплавах на основе железа, практически всегда, образование мартенсита сопровожда- ется двойникованием [6]. В то же время, схемы деформации (см. конфигурации на рис. 1) кристаллов предполагают, что деформа- ция по плоскости двойникования тоже является способом образо- вания мартенсита. Вторая составляющая нашего поля – это температурные зави- симости ΔV/V от содержания углерода в железе (углеродные изо- термы). Они позволили в силовом поле построить сетку температур, определить направление действия основных векторов напряжений, нормировать «температурно-силовое» поле и преобразовать абст- рактную диаграмму ГЦК ОЦК-переходов в реальную диаграмму γ α-фазовых превращений в идеальных монокристаллах железа. Несмотря на то, что закаленные сплавы Fe—C позволили нам нор- мировать силовое поле по температуре, ни одна точка двадцатигра- дусной изотермы, в том числе и точка F, соответствующая напря- женному состоянию закаленного чистого железа, не лежит на по- строенной для монокристаллов (исходной) петле гистерезиса. По- видимому, не совпадение точки F с точкой М связано с поглощени- ем избыточной концентрации вакансий, возникающей ферритной фазой, и деформацией петли гистерезиса под действием сжимаю- щих напряжений. Поэтому дальнейшие исследования были на- правлены на определение закономерностей этих деформаций. 5.2. Граничные условия Если точки петли гистерезиса (исходной) – это упруго напряжен- ные состояния идеальных монокристаллов железа, то все точки на- пряженных состояний, лежащие не на линии исходной петли гис- терезиса – это структурно-фазовые состояния, возникающие в кристаллах железа в результате: — пластических деформаций с образованием структурных дефек- тов (вакансий и междоузельных атомов, дислокаций и их ансамб- лей в виде границ блоков и зерен); — распада и образования двухфазных систем под влиянием тем- пературы и напряжений. Через любую точку нашего пространства можно провести беско- нечное множество петель гистерезиса, что вызывает определенные ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ХРУПКОСТЬ СИСТЕМЫ «ЖЕЛЕЗО—ВАКАНСИИ» 37 трудности для практического использования результатов данных исследований. Однако поведение петель и точек напряженного со- стояния подчиняется определенным закономерностям, определе- ние которых позволяет ограничить все множество суперпозицией из трех петель гистерезиса, причем, одна из них исходная. Ограничения можно сформулировать следующими принципами: — поскольку основой всех рассматриваемых с самого начала и в дальнейшем систем является железо, то главным признаком при- надлежности любой системы к указанной общности является нали- чие на ее петле гистерезиса хотя бы одной точки общей с исходной петлей; — положение исходной петли всегда остается неизменным; — все иные петли обязательно начинаются либо в точке О, либо в точке М; — если точка напряженного состояния системы лежит на исход- ной петле, то из любой критической точки О или М можно провести через эту точку только одну дополнительную петлю; — если точка напряженного состояния системы лежит не на ис- ходной петле, то через нее из точки О или М можно провести только две петли; — если система двухфазна, то точка напряженного состояния ее лежит внутри исходной петли, а петли, проведенные через нее, де- формируются в различные фазовые области вверх и вниз от исход- ной петли; — если система однофазна, то точка напряженного состояния ее лежит вне исходной петли, а обе петли гистерезиса, проходящие через нее, будут смещаться в область γ- или α-фазы, в зависимости от того, к которой из них принадлежит система (см. рис. 5). Тот факт, что точка напряженного состояния любой системы од- новременно принадлежит двум петлям, находится в соответствии со свойствами петли, описанными ранее. Именно поэтому в любой точ- ке пространства фазовый переход в системе может быть продолжен либо вдоль нижней ветви одной петли, либо вдоль верхней ветви другой петли гистерезиса (рис. 5). Это соответствует двум различ- ным механизмам превращения (см. свойства петли). И, наконец, из одной и той же точки напряженного состояния мартенситное пре- вращение (и прямое, и обратное) в любой системе может быть осу- ществлено как при сжатии, так и при растяжении (см. там же). Таким образом, из начала координат нашего «температурно- силового» поля (из точки О или М) можно провести множество пе- тель, заполняющих все пространство между вертикалями ГЦК- и ОЦК-состояний. Но если мы знаем всего два параметра, – тетраго- нальность и температуру системы, – мы можем определить точку напряженного состояния этой системы в нашем «температурно- силовом» поле. Для описания термодинамических свойств систе- 38 И. Н. ЛАПТЕВ, А. А. ПАРХОМЕНКО мы, заданной определенной точкой этого пространства, достаточно двух петель, проведенных через эту точку, и третьей – исходной, построенной для монокристаллов. 5.3. Критические точки равновесия. Деформации, расщепление и вырождение петель гистерезиса На исходной петле гистерезиса можно выделить четыре критиче- ских точки межфазного равновесия: О, М, G и Н. Две из них – G и Н являются точками касания углеродных изотерм верхней и ниж- ней ветвей петли гистерезиса соответственно. Верхняя касательная и точка G отвечают максимальной температуре межфазного равно- весия 912°С. Нижняя касательная и точка Н соответствуют мини- мальной температуре существования упругих искажений в решетке идеального монокристалла железа. Две другие, – О и М, – близки к областям низко- и высокотемпературной отпускной хрупкости сталей, что вскрывает связь этих явлений (и хрупкости всех ОЦК- металлов и сплавов) с мартенситными превращениями. Если наблюдать за поведением точек напряженного состояния любой системы в процессе роста температуры или растягивающих напряжений, то можно обнаружить, что перемещение изотерм че- рез петлю гистерезиса начинается в точке Н и заканчивается в точ- ке G. Изобары же начинают свое движение в точке О и заканчивают его в точке М. На самом деле, перемещение точек напряженного состояния вдоль петли гистерезиса неразрывно связано с согласо- ванным движением изотерм и изобар. Другими словами, каждой точке петли гистерезиса (как и всего поля) соответствуют опреде- ленные значения температуры и давления. В процессе перемеще- ния изолиний через петлю гистерезиса критические точки расщеп- ляются (например, точка Н образует точки δ и ω – точки пересече- ния изотерм с петлей) (см. рис. 4), а вдоль изолиний между этими точками возникает спектр точек напряженных состояний. Так, например, каждой точке расположенной между точками δ и ω вдоль изотермы соответствуют определенные значения давления и изме- нения объема (отклонение от ближайшей ветви петли гистерезиса). Это означает, что каждая точка спектра может быть представлена в виде потенциальной ямы, которую система должна преодолеть, прежде чем в этой точке начнется образование мартенсита. Понятие о спектре напряженных состояний в любой кристалли- ческой системе существует давно (см., например, [33, 34]), но тако- го наглядного его представления мы не встречали в литературе. Напомним, что спектр напряженных состояний реальной систе- мы никогда не может быть сведен к единственной точке. Достаточ- но сказать, что даже в идеальном монокристалле (в котором за спектр напряженных состояний отвечают только силы Пайерлса— ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ХРУПКОСТЬ СИСТЕМЫ «ЖЕЛЕЗО—ВАКАНСИИ» 39 Набарро) вблизи абсолютного нуля температур он не может быть сведен к единственной точке, поскольку подчиняется термическим флуктуациям колебательного спектра атомов кристаллической ре- шетки. Спектр напряженных состояний реальных кристаллов зна- чительно сложнее и шире, поскольку обусловлен не только силами Пайерлса, а и примесями, легирующими элементами, дислокация- ми и др. В любом спектре точки δ и ω напряженных состояний (по край- ней мере, одна из них) всегда оказываются ближе всех остальных к одной из критических точек О или М. Из диаграммы следует, что чем ближе напряженное состояние железа (см. на рис. 5 точки δ или ω) к точкам О или М, тем меньший вектор упругих напряжений не- обходим для осуществления прямого или обратного мартенситного перехода. Поэтому крайние точки спектра наиболее важны. Они определяют стартовые и финишные напряжения и температуру мартенситных превращений. В зависимости от положения изоли- нии в петле, преимущество на мартенситное превращение оказыва- ется у той точки, которая находится ближе к критической. Именно в этой точке мартенситное превращение всегда начинается и, по ме- ре накопления напряжений, например в процессе закалки, посте- пенно распространяется на весь спектр напряженных состояний. Значит, для определения «температурно-силовых» условий начала и окончания γ α-мартенситных превращений в какой-либо систе- ме достаточно знать положение точек δ и ω на петле гистерезиса при заданных температуре и давлении. По определению (см. раздел 5.2), если точки напряженных со- стояний систем принадлежат вертикалям ГЦК- и ОЦК-состояний, то через них, как через точки О и М, может быть проведена единст- венная петля гистерезиса. Если в системе возникает под влиянием, например, давлений и (или) температуры тетрагональность, то ее точка напряженного состояния отклоняется от вертикали, переме- щаясь вдоль своей собственной петли. Через эту точку всегда можно провести еще одну петлю гистерезиса. Иначе, с возникновением тетрагональности в системе исходная петля расщепляется и возни- кает парная ей, которая проходит через точку напряженного со- стояния δ (или ω). Каждой петле соответствует своя точка М (или F). Расстояние между этими точками двух петель определяет ши- рину их расщепления (рис. 5, точки F′ и F′′) и величину упругих гидростатических напряжений, ответственных за новое напряжен- ное состояние системы при заданных температуре и тетрагонально- сти. Ширина расщепления может быть обусловлена концентрацией вакансий или упругих напряжений в чистом железе, а в сталях и сплавах может определяться концентрацией легирующих элемен- тов и примесей в сумме с вакансиями, плотностью дислокаций и др. Чем больше изменение тетрагональности, тем больше ширина рас- 40 И. Н. ЛАПТЕВ, А. А. ПАРХОМЕНКО щепления петель. Ширина расщепления петель связана с фазовым составом системы так, что ее длина, отложенная от точки F кон- центрационного треугольника ABF (рис. 3) вдоль его горизонталь- ного катета FB (вдоль коноды), определяет точку Δ, а вместе с ней и фазовый состав системы при заданной температуре. Диаграмма позволяет также определять смещение температуры γ α-фазового превращения железа в зависимости от внутреннего или приложенного извне гидростатического давления, пользуясь соотношениями между температурой и давлением (см. табл. 1). На- пример, повышение давления гидростатического сжатия (σn) на 160 кгс/мм2 повышает температуру фазового превращения приблизи- тельно на 216°C. При определенных условиях деформируемые петли гистерезиса могут вырождаться в линию. Вырождение петель гистерезиса в ли- нию означает, что энергии процессов, ответственных за фазовые превращения по выбранным нами механизмам (рис. 1, б, в), вырав- ниваются так, что переходы вдоль линии вырождения возможны только поатомные, а коллективные мартенситные – оказываются запрещенными. Особо следует подчеркнуть, что хотя петля гисте- резиса рассчитывалась для γ α-превращений, она также описыва- ет и все превращения α → ε, которые протекают с уменьшением объема при сжатии (превращения, соответствующие силовым век- торам от чисто сдвигового до вектора, составляющего угол 45° с плоскостью образования α-мартенсита, или в направлении <001> феррита). Как отмечалось в самом начале статьи, нами проверялись и иные схемы деформации кристаллов при γ α-фазовых превращениях. Оказалось, что выше исходной петли гистерезиса действуют меха- низмы γ α-превращений, отвечающие двум простейшим соотно- шениям, отличным от соотношений (1) и (2): ϕϕ−=Δ cossin221/ 2VV , (3) ϕϕ −=Δ cossin33 2 1/ 2 VV . (4) Диаграмма, построенная по соотношениям (3) и (4) в нашем «тем- пературно-силовом» поле, – это новая петля гистерезиса, которая лежит выше исходной петли и имеет с ней единственную общую точку (точку О). Точка М новой петли соответствует гидростатиче- скому растягивающему давлению в 37,5 ГПа, что совпадает с вели- чиной сжимающих гидростатических давлений, при которых в ферритных сталях завершаются обратные α → γ-мартенситные пре- вращения [35]. Математическое моделирование с применением приведенных ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ХРУПКОСТЬ СИСТЕМЫ «ЖЕЛЕЗО—ВАКАНСИИ» 41 выше формул показало, что обе системы петель трансформируются одна в другую через линию вырождения, которая является каса- тельной к исходной петле в точке О. Петля гистерезиса, лежащая выше линии вырождения, находится в области температур > 912°C и связана с несколько иными механизмами деформации объема Бейна, которые мы пока не будем разбирать. Достаточно указать, что трансформация петель проходит с периодичностью в 25 ГПа. Трансформация петель обладает симметрией, не зависящей от знака приложенных напряжений так, что и прямые и обратные превращения могут осуществляться как в полях сжимающих, так и растягивающих напряжений при одинаковых абсолютных величи- нах приложенного давления. Если в поле сжимающих напряжений образуется аустенит, а в поле растягивающих возникает феррит или мартенсит, то процесс подчиняется общепринятым представлениям о законах термодинамики фазовых переходов (при сжатии возни- кает более плотная кристаллографическая упаковка, при растяже- нии – менее плотная). Если же в поле сжимающих напряжений образуется мартенсит, а в поле растягивающих возникает аустенит, то справедливость законов термодинамики может быть «восстанов- лена» только образованием кластеров из междоузельных атомов или вакансий. Особый интерес для нас имеют два последних вида превращений. Они традиционны для железа и сплавов на его основе и протекают в области температур и давлений, совпадающих с экс- плуатационными условиями работы изделий и конструкций, изго- товленных из этих материалов. Поэтому в дальнейшем основное внимание будет уделяться этим двум видам превращений. 5.4. Хрупкость и сверхпластичность Из диаграммы (рис. 3) следует, что если вектор накапливающихся нормальных растягивающих напряжений достаточно велик (равен или больше, чем расстояние между ветвями петли), то в ферритной системе происходит обратный мартенситный переход с образова- нием вакансионного кластера. Кластер, содержащий от несколь- ких вакансий до сотен, может образовывать пору или трещину (в зависимости от энергии дефекта упаковки и объема превращения). Классические представления об элементарных актах разрушения на атомно-молекулярном уровне различают три основных вида за- родышевых трещин [36, 37]: пора, упругая трещина и дислокаци- онная трещина. Роль микропор в разрушении металлов интенсивно изучалась, начиная с 50-х годов ХХ столетия (например, [38, 39]). Если для описания механизмов образования дислокационной трещины предложен целый ряд дислокационных моделей (все они описывают образование трещин в условиях пластической деформа- 42 И. Н. ЛАПТЕВ, А. А. ПАРХОМЕНКО ции), то моделей описывающих возникновение пор и микротрещин в упругих полях напряжений, практически, не существует. В дан- ной работе предлагается такая модель и, собственно, на ее основе построена петля гистерезиса ГЦК—ОЦК-фазовых превращений в поле упругих напряжений. Любое увеличение свободной поверхности кристалла теория трактует как разрушение. Поскольку образование свободной по- верхности, связанное с порой, происходит в поле упругих напряже- ний, то разрушение (т.е. образование поры) следует понимать как хрупкое. Тогда процесс приближения точки напряженного состоя- ния системы под действием напряжений или температур к крити- ческой точке О или М следует понимать как процесс охрупчивания (т.к. процесс соответствует уменьшению напряжений образования поры или хрупкой трещины). Используя соотношения, полученные в работе [15], мы рассчита- ли истинный объем вакансии, который она занимает в монокри- сталлах чистого железа (ωv ≈ 7,3 Å3, что составляет 62% от объема атома в феррите и почти 66% в аустените) и оценили минимальный диаметр «идеального монокристаллика феррита», способного поро- дить вакансионный кластер в сотню вакансий (сфера диаметром ≅ 40 Å). На самом деле, в железе кристаллик – не сфера, а, скорее всего, пластина. Поэтому размеры ее будут близки к оценкам раз- меров предполагаемого «зародыша» (≅ 200 Å), выполненным в [6, 27], но плотность их заведомо должна быть выше, чем 107 см −3. Свя- зано это с тем, что не дефектные области кристаллических тел оп- ределяют их решетку, а именно области идеальной кристаллогра- фии. Различные по размерам, они представляют собой готовый спектр активационных объемов и всегда существуют в реальных материалах. Как показано в предыдущем параграфе, выше линии вырожде- ния возникает новая петля гистерезиса, и действуют несколько иные механизмы фазовых превращений. Трудно представить спо- соб механического нагружения всесторонним растяжением образ- цов чистого железа до напряжений в 37,5 ГПа (разве, что «прину- дительным» легированием), поэтому экспериментальная проверка в этом направлении крайне затруднена. Зато из диаграмм фазовых состояний легированных сталей следует, что при расширении об- ласти существования ферритной фазы при температурах T ≥ 912°C на диаграммах состояния сплавов железа возникает область суще- ствования γ α-превращений в виде серпа (см., например, [40], с. 157, рис. 81). По-видимому, этот «серп» соответствует нашей петле гистерезиса, которая описывается соотношениями (3) и (4). Расчеты изменения удельной потенциальной энергии ΔU = σn(ΔV/V) вдоль петли гистерезиса обнаруживают два экстремума вблизи то- чек G и Н. Поскольку петли деформируются от вырождения до вы- ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ХРУПКОСТЬ СИСТЕМЫ «ЖЕЛЕЗО—ВАКАНСИИ» 43 рождения, экстремумы проходят через максимумы. Предел проч- ности, определяемый точкой М на петле гистерезиса в максимуме изменения удельной потенциальной энергии ΔUmax, совпадает с оценкой напряжений хрупкого разрушения кристалла α-железа, выполненной на основе концепции критической плотности энер- гии, предложенной в работе [41] и рассчитанной для отрыва по плоскости (001): 17,2 ГПа. Эта величина не является константой и изменяется с деформацией петли гистерезиса. Так, если петля гис- терезиса приближается к линии вырождения, напряжения разру- шения оказываются порядка 22—23 ГПа. Совпадение значений напряжений хрупкого разрушения, опре- деляемых диаграммой, со значениями, полученными в работе [41], – еще одно убедительное подтверждение справедливости нашей модели хрупкого разрушения ОЦК-металлов и сплавов. Если к кристаллу ОЦК-железа, напряженное состояние которого находится вблизи точки М (или О), приложить гидростатические сжимающие напряжения, то в соответствии с P—T-диаграммой [8] в нем образуется ε-мартенсит. Такой характер поведения железа, по- видимому, обусловлен, с одной стороны, отсутствием вакансий в виде точечных дефектов, с другой, – анизотропией модулей упру- гости, которая порождает в плоскости (101) феррита сдвиговые на- пряжения. Это соответствует одной из выбранных схем деформации (см. рис. 1, в) и подтверждает справедливость построений. Актива- ционный объем процесса и напряжения, необходимые для превра- щений, в этом случае малы, поэтому система способна деформиро- ваться чистым сдвигом с признаками сверхпластичности. В последнее время в технологиях обработки сталей и сплавов применяются способы деформирования их в условиях насыщения водородом. В соответствии с нашей диаграммой, насыщение мате- риала водородом – это способ создания в нем, с одной стороны, гид- ростатических растягивающих напряжений, с другой (что более важно), образования тетрагональных искажений (подобно углеро- ду, водород – элемент внедрения) вблизи критической точки О. Насыщенный водородом материал при испытаниях на разрыв хрупко разрушается, а под действием сдвиговых (тангенциальных) напряжений деформируется так же, как и при гидростатическом сжатии [43], с образованием ε-мартенсита и признаками сверхпла- стичности [42]. Таким образом, проявление сверхпластичности в ОЦК-металлах и сплавах соответствует принципам, заложенным в данной модели. 5.5. Определение температуры хрупко-вязкого перехода В любой системе спектр напряженных состояний связан с ее потен- циальной энергией. Как было сказано в предыдущем подразделе, 44 И. Н. ЛАПТЕВ, А. А. ПАРХОМЕНКО изменение энергии чистого железа, измеренное вдоль исходной петли гистерезиса, имеет два экстремума потенциальной энергии монокристалла. Экстремум вблизи точки Н (обратный экстремуму, обнаруженному вблизи точки G) совпадает с минимумом внутрен- ней энергии. В теории минимум потенциальной энергии системы отвечает минимальной работе хрупкого разрушения, а температу- ра, соответствующая этому процессу, определяется как температу- ра вязко-хрупкого перехода (Tх). Если к нижней ветви петли гисте- резиса провести касательную, проходящую через точку минимума потенциальной энергии, то эта касательная укажет на шкале тем- ператур самую высокую температуру, при которой система в ре- зультате обратного мартенситного превращения разрушается абсо- лютно хрупко. Именно эта температура определяет Tх системы, фа- зовые переходы в которой описывает данная петля. Таким образом, задача определения Tх – это задача определения точки минимума потенциальной энергии любой ферритной (ОЦК-) системы на ее петле гистерезиса γ α-фазовых превращений (рис. 4). При динамических испытаниях образцов на ударную вязкость в них (например, в образцах Шарпи или в круглых образцах с коль- цевым надрезом), в области перед надрезом, формируется тензор гидростатических растягивающих напряжений. Системе в исход- ном (не нагруженном) состоянии при температуре испытаний на диаграмме отвечает определенная точка напряженного состояния (тетрагональность) и петля гистерезиса. Допустим, что точка на- пряженного состояния системы отвечает минимуму потенциальной энергии и совпадает с точкой Н (рис. 4). Поскольку пластическая деформация в области формирования шарового тензора растяги- вающих напряжений запрещена, релаксация напряжений не про- исходит, и они накапливаются. Как только вектор нормальных на- пряжений (σn) достигает верхней ветви петли (см. рис. 4, вектор Hh), в системе реализуется обратный мартенситный переход. Пре- вращение происходит с образованием вакансионного кластера, ко- торый выделяется в виде трещины. Если трещина пересекает весь образец, его разрушение будет абсолютно хрупким. Эта схема раз- рушения реализуется только в монокристаллических образцах, в которых изотерма испытаний проходит через точку минимума по- тенциальной энергии системы. Если изотерма испытаний лежит выше точки Н, то она, пересе- кая петлю гистерезиса, образует спектр напряженных состояний от точки δ до точки ω. При испытании, как и прежде, тензор гидроста- тических растягивающих напряжений формируется вблизи точки Н. В остальных точках спектра напряженных состояний в началь- ный момент испытания возникают и действуют тангенциальные напряжения, силовые вектора которых направлены к центру спек- тра. Чем шире спектр точек напряженного состояния, тем выше ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ХРУПКОСТЬ СИСТЕМЫ «ЖЕЛЕЗО—ВАКАНСИИ» 45 тангенциальные напряжения, действующие на крайние точки (δ и ω). Обычно, в такой ситуации, прежде чем величина нормальных напряжений (σn) успевает достичь верхней ветви петли гистерезиса, тангенциальные напряжения (σt) оказываются больше предела те- кучести (σ0,2) материала. В соответствии с законом Шмида сколь- жение реализуется в наименьшем сечении образца, ориентирован- ном под углом 45° к оси растяжения, т.е. в устье надреза. Пластиче- ская деформация способствует быстрому размножению дислокаций и упрочнению материала. Предел текучести возрастает, спектр на- пряженных состояний сужается и в системе формируется новая петля гистерезиса. Для этой петли изотерма испытаний является касательной в точке Н (рис. 4). Если в новом напряженном состоя- нии в точке Н силовой вектор гидростатического растяжения ока- зывается достаточным для α → γ-превращения, система хрупко раз- рушается. Таким образом, всегда, когда изотерма испытаний пере- секает петлю гистерезиса любой системы, ее хрупкому разрушению предшествует пластическая деформация. Поскольку спектр на- пряженных состояний в любой системе не может быть сведен в одну точку, абсолютно хрупкое разрушение практически получить не- возможно. Как показано выше, в точке М система находится в равновесии под действием гидростатических растягивающих и сжимающих напряжений. Охлаждаясь в процессе закалки, железо претерпевает фазовый γ → α переход, который при невысоких скоростях охлаж- дения можно рассматривать как диффузионный. Как любой диф- фузионный процесс, фазовый γ → α-переход должен протекать с участием вакансий. Поскольку процесс осуществляется при сжа- тии с образованием менее плотной фазы, чем исходная, естественно полагать, что закалочные вакансии исчезают в объеме новой фазы. Таким образом, можно считать, что новая фаза (феррит) при тем- пературах ниже точки М стабильна и, по сути, является твер- дым раствором вакансий в железе. Поэтому точка М напряженного состояния чистого железа закаленного от высоких температур ока- зывается в точке F. Следовательно, через точку F проходит новая петля гистерезиса, отвечающая структурному состоянию феррита (см. рис. 5) при соответствующих температуре и давлении. Эта пет- ля, так же как и исходная, является непрерывной совокупностью точек упруго напряженных состояний метастабильных фазовых состояний γ α-превращения, а переходы между ветвями петли под действием упругих напряжений описывают мартенситные пре- вращения в закаленном феррите. Изотерма, касательная к нижней ветви петли гистерезиса, близка к абсолютному нулю температур. Это расчетное значение Tх находится в хорошем соответствии с тем- пературой вязко-хрупкого перехода в α-железе, приведенной в ра- боте [44]. Некоторые различия в значениях Tх могут быть связаны с 46 И. Н. ЛАПТЕВ, А. А. ПАРХОМЕНКО различиями в чистоте используемого металла и методикой закалки в работах [25] и [44]. Для данных исследований принципиальное значение имеет только факт снижения Tх в результате закалки. Отпуск закаленных кристаллов чистого железа будет сопровож- даться возвратом петли к ее положению, рассчитанному для моно- кристаллов. Петли гистерезиса деформируются и при выдержке при любой температуре, при которой в металле возможны процессы релаксации напряжений и формирования иных структурно-фазо- вых состояний. Отжиг закаленного чистого железа при температу- рах достаточной диффузионной подвижности атомов решетки будет формировать в нем петлю гистерезиса так, что петля своей точкой F будет стремиться занять положение в месте пересечения изотермы отжига с осью ОЦК-состояний. В чистом железе формирование пе- тель гистерезиса связано, главным образом, с формированием од- нофазных структур. Только в области температур и давлений, ко- торую ограничивает петля гистерезиса, возможны двухфазные со- стояния. Что касается влияния дислокаций, то расчеты показывают, что плотности дислокаций, способные оказать существенное влияние на деформацию петель (ρ ≈ 1013 см −2), на порядок превышают их ре- альные значения. По этой причине Tх деформированного монокри- сталла железа существенно не отличается от Tх, рассчитанного для идеального монокристалла. С позиций предлагаемой модели хруп- кого разрушения это может быть объяснено тем фактом, что от- дельные дислокации и даже границы блоков не являются препятст- виями для мартенситных образований. Только границы зерен и фа- зовых выделений представляют для них непреодолимые барьеры. Поэтому измельчение зерна в структуре поликристаллов будет уменьшать размеры возникающих мартенситных пластин, а вместе с ними и размеры микропор и микротрещин при обратных превра- щениях. К сожалению, пока, отсутствие целенаправленных иссле- дований не позволяет выполнить количественные оценки формо- изменений петель гистерезиса ОЦК—ГЦК-фазовых превращений, но на качественном уровне следует ожидать, что влияние размеров зерна будет более существенным (по сравнению с плотностью от- дельных дислокаций) на величину Tх, которая будет снижаться с уменьшением размеров зерна. Предлагаемая модель не противоречит существующим дислока- ционным моделям хрупкого разрушения ОЦК-металлов и сплавов. Наоборот, она неразрывно связана с этими моделями. Так, если на- пряженное состояние системы находится и остается в процессе де- формации на вертикали ГЦК—ОЦК-состояний, то хрупкость ее бу- дет контролировать дислокационный механизм, а если система описывается расщепленными петлями гистерезиса, то разрушение будет контролировать механизм обратных мартенситных превра- ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ХРУПКОСТЬ СИСТЕМЫ «ЖЕЛЕЗО—ВАКАНСИИ» 47 щений. Ранее мы подчеркивали, что важнейшей характеристикой любой системы является ее тетрагональность. Можно определять эту ха- рактеристику для любой системы, используя, например, рентгено- графию. Зная одну из точек напряженного состояния любой систе- мы (тетрагональность и температуру), можно построить в «темпе- ратурно-силовом» поле ее петлю гистерезиса, отвечающую за об- ратный мартенситный переход в поле гидростатических растяги- вающих напряжений. Изотерма, проведенная как касательная к нижней ветви петли в точке минимума потенциальной энергии, оп- ределит Tх ферритной системы без применения разрушающих ис- пытаний. 5.6. Деформация петель в сталях. Влияние легирования Любая «углеродная» изотерма (линия, параллельная линии FA на рис. 3) – это совокупность точек напряженных состояний системы Fe—C, положение которых соответствует определенным концентра- циям углерода в твердом растворе в железе и определенной величи- не тетрагональных искажений (тетрагональность) кристалличе- ской решетки системы. Углерод – элемент внедрения. Как леги- рующий элемент в железе, он уникален, поскольку, находясь в твердом растворе, порождает тетрагональность системы, независи- мую ни от температуры, ни от приложенных извне давлений. С рос- том содержания углерода в твердом растворе тетрагональность сис- темы Fe—C, определяемая отношением c/a мартенсита, возрастает. По этой причине напряжение начала образования мартенсита в за- каленных углеродистых сталях увеличивается, а температура сни- жается, что находится в соответствии с экспериментальными дан- ными (см., например, [25]). Подтверждением справедливости диаграммы являются результа- ты, представленные на рис. 3. Как видно из рисунка, с ростом со- держания углерода температура начала образования мартенсита снижается. Экспериментальные и расчетные точки Мн (температура начала образования мартенсита) [25] укладываются вдоль нижней ветви исходной петли гистерезиса с отклонением < 150°С (кривая M—R). В соответствии с термодинамикой мартенситных превраще- ний величина необходимого переохлаждения для активации про- цесса может достигать 250°С [45]. Таким образом, наблюдается не- плохое согласие расчетов по диаграмме с теорией и экспериментом. Предложенная диаграмма позволяет рассчитывать не только со- держание остаточного аустенита в закаленных сталях (табл. 2), но и процентное содержание карбидов в отпущенных сталях. В прямо- угольном треугольнике FAB (cм. рис. 3), построенном на изолини- ях, катет AB отвечает изохоре, проведенной через точку 6,67 вес.% 48 И. Н. ЛАПТЕВ, А. А. ПАРХОМЕНКО С, т.е. точку, отвечающую содержанию углерода в цементите. Если длину АВ принять за 100% Fе3С, то изобары будут делить катет пропорционально концентрациям углерода и процентному содер- жанию цементита. Пропорции совпадают с теми, которые наблю- даются экспериментально [40] (см. табл. 3). Поскольку исходная петля гистерезиса отвечает ГЦК ОЦК- полиморфным фазовым превращениям без привязки к определен- ному металлу или сплаву, то диаграмма действительна не только для железа. Если даже в какой-то ГЦК- или ОЦК-системе полимор- физм не наблюдается, то это вовсе не означает, что его нет. Это мо- жет означать, что в системе с определенной кристаллографией иные фазовые состояния лежат за пределами применяемых на практике температур и давлений или уровня действующих внутренних упру- гих напряжений. Такие превращения называют скрытыми. Следу- ет ожидать, что в области высоких давлений любые ГЦК- и ОЦК- металлы и сплавы должны испытывать полиморфные фазовые пре- вращения. Под действием гидростатических давлений сжатия или, напри- мер, при закалке некоторые стали и сплавы проявляют свойства аб- солютной упругости. Другими словами, точка напряженного со- стояния таких систем при любых температурах и давлениях всегда находится на одной из вертикалей ГЦК- или ОЦК-состояний, а сис- тема не испытывает тетрагональных (с/а) искажений. Петля, по- добно пружине, с изменением давления или температуры будет из- менять свою форму, а при снятии внешнего воздействия возвра- щаться в исходное состояние. Абсолютно упругие материалы, как и их петли гистерезиса, после снятия нагрузки полностью восстанав- ливают свою форму. В таких материалах факт превращений может быть установлен только косвенно, как это, например, сделано в [35]. Эффект абсолютной упругости непосредственно связан с мате- риалами, обладающими свойствами «запоминать» форму (см., на- пример, [2]). В таких системах при низких температурах, когда от- сутствуют пластическая деформация и диффузия, изменение фор- мы возможно только за счет образования мартенсита под действием напряжений. До тех пор пока прямые и обратные мартенситные ТАБЛИЦА 3. Содержание цементита Fе3С в сплавах Fe—C с различным содержанием углерода. Эксперимент [23] Расчет С, вес.% Fе3С, об.% С, вес.% Fе3С, об.% 0,38 5 0,35 5 0,7 10 0,75 10 2,0 30 2,14 28,53 ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ХРУПКОСТЬ СИСТЕМЫ «ЖЕЛЕЗО—ВАКАНСИИ» 49 превращения протекают «абсолютно» упруго, т.е. сохраняется ко- герентность границ между мартенситной фазой и матрицей, «сня- тие» напряжений (отогрев) будет способствовать полному восста- новлению формы системы. Таким образом, склонность ГЦК- или ОЦК-систем к мартенсит- ным превращениям определяется их склонностью к образованию и накоплению тетрагональных искажений решеток, не зависимых от температуры хотя бы в области превращений и, например, связан- ных с упорядочением. Если в системе в результате любого воздейст- вия не возникает тетрагональность, образование мартенсита в ней невозможно. По-видимому, все экспериментальные данные о мар- тенсите в чистом железе связаны с присутствием (в очень малых количествах) примесей углерода, который порождает тетрагональ- ные искажения решетки железа и при высоких скоростях закалки способствует образованию мартенсита вблизи точки М. Этот вывод находит подтверждение в работе [46], в которой авторы сообщают об образовании мартенсита закалки в железе с содержанием 0,0017% С. Температура образования мартенсита около 750°С. В некоторых легированных аустенитных сталях мартенсит за- калки не возникает при глубоком охлаждении. Эти стали относятся к классу «переохлажденных» аустенитов. Однако при отогреве та- ких систем в них может возникать тетрагональность, обусловлен- ная распадом комплексов «вакансия—углерод», который протекает с упорядочением углерода в поле растягивающих напряжений. При накоплении достаточных упругих растягивающих напряжений в них может реализоваться прямое мартенситное превращение, клас- сифицируемое как «изотермическое» [47]. Таким образом, стабильность аустенитных сталей (и не только при закалке) определяется тем, насколько легирующие элементы способны поддерживать в сталях неизменной тетрагональность. Обычно, закалкой в аустенитных сталях типа ОХ18Н10Т полу- чить α-мартенсит очень сложно. Углерод в процессе закалки обра- зует комплексы с вакансиями и не способен создать тетрагональ- ных искажений. Однако в результате пластической деформации при комнатных температурах образуется и накапливается так на- зываемый деформационный α-мартенсит [48]. Если углерод при за- калке не порождает тетрагональных искажений, то они возникают в результате образования на начальных стадиях деформации коге- рентных пластин ε-мартенсита. По-видимому, образование ε- мартенсита провоцирует распад комплексов «углерод—вакансия» и переход углерода в тетраэдрические положения, а освобождающие- ся вакансии порождают сжимающие напряжения. Именно поэтому в пластинах или вблизи пересечения пластин ε-мартенсита и возни- кает деформационный α-мартенсит. Интересное превращение наблюдается в той же системе Х18Н10Т 50 И. Н. ЛАПТЕВ, А. А. ПАРХОМЕНКО в процессе катодного распыления [49]. Осаждение на подложку приводит к полному превращению аустенитной стали в феррит с элементным составом Х18Н10Т. Образование феррита может быть следствием только накопления упругих напряжений, близких по величине к 12,5 ГПа (без учета влияния вакансий и легирования), возникающих в пленках при осаждении. По определению исходная диаграмма ограничивает двухфазную область (γ + α) состояний чистого железа. В чистом железе химиче- ский состав фаз не изменяется и образование той или иной фазы обусловлено только величиной упругих внутренних напряжений, а точнее, объемными искажениями системы, связанными с вакан- сиями. В таком случае тетрагональность чистого железа зависит от отношения Δа/а, определяется положением точки М относительно исходной петли и всегда находится на вертикали ОЦК-состояний. Иначе говоря, система всегда остается однофазной – либо аусте- нитной, либо ферритной. Но если в системе возникают тетраго- нальные искажения, то ее точка напряженного состояния оказыва- ется смещенной от вертикали и через нее можно провести две петли гистерезиса, т.е. наблюдается расщепление петли гистерезиса. Ес- ли точка напряженного состояния смещается от вертикали внутрь исходной петли – система заведомо двухфазна. Если точка напря- женного состояния оказывается в однофазной области диаграммы, то ее фазовый состав определяется шириной расщепления петель так, как это описано в п. 5.3. Петли гистерезиса γ α-фазовых пре- вращений в двухфазных системах на самом деле должны представ- лять собой суперпозицию превращений в каждой подсистеме. На рисунке 6 для примера приведена одна из экспериментальных петель гистерезиса двухфазной системы [50]. Петля, без сомнений, является суперпозицией из петель двух подсистем. Одна из них бе- рет начало вблизи нуля деформаций и заканчивается при темпера- туре около 800°C, а вторая располагается в области температур от 250°C до 900°C. Нет смысла четко разграничивать петли между со- бой по той причине, что вся система в процессе нагрева и охлажде- ния испытывает существенные структурно-фазовые изменения, ко- торые приводят к деформациям петель каждой подсистемы. Стоит только указать, что экспериментальная петля гистерезиса демонст- рирует путь точки напряженного состояния, общей для двух под- систем (точка пересечения петель), под действием температуры. Та- ким образом, экспериментальные кривые дилатации сталей явля- ются одним из подтверждений справедливости наших построений. В технике всегда был и остается актуальным вопрос долговечно- сти конструкций. В последнее время прогнозирование долговечно- сти конструкций развивается с использованием концепции пре- дельного накопления внутренней энергии [51]. Недостатком этого подхода является то, что в нем задача решается глобально и требует ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ХРУПКОСТЬ СИСТЕМЫ «ЖЕЛЕЗО—ВАКАНСИИ» 51 учета множества различных параметров. Из-за этого конкретные задачи решаются с большой долей неопределенности, что мало спо- собствует уточнению расчетов конструкций на прочность. Используя один из возможных механизмов хрупкого разруше- ния ОЦК-металлов и сплавов при решении конкретной задачи о мартенситных фазовых превращениях, нам удалось отыскать един- ственный параметр – тетрагональность, как крайнюю точку спек- тра напряженных состояний любой системы на основе железа. Оп- ределяя экспериментально тетрагональность отношением парамет- ров решетки Бейна (или с/а мартенсита), мы можем строить петли гистерезиса. Положение петель в «температурно-силовом» поле ав- томатически учитывает влияние всех параметров (легирования, структуры, фазового состава и др.) на состояние системы, а поло- жение точки напряженного состояния (тетрагональности) в «температурно-силовом» поле, определенное во времени в процессе эксплуатации конструкции, позволит прогнозировать долговеч- ность этой конструкции. 5.7. Сравнение результатов модельных расчетов с экспериментальными данными Справедливость модели подтверждает следующее. 1. Соответствие расчетов остаточного аустенита (табл. 2), це- ментита (табл. 3) и температур (Ms) (начала мартенситных превра- щений) (рис. 3) по нашей диаграмме с экспериментальными дан- Рис. 6. Диаграмма превращений стали DIN1.4922, полученная с помощью дилатометрии. Ms и Ac1 – температуры превращений при охлаждении и нагреве соответственно. 52 И. Н. ЛАПТЕВ, А. А. ПАРХОМЕНКО ными, полученными для закаленных сталей с различным содержа- нием углерода, приведенным, например, в монографии М. Гуляева [25] и др. 2. Соответствие расчетных и экспериментальных данных за- висимостей температуры хрупко-вязкого перехода от различных параметров. 2.1. Зависимость от содержания углерода. Как следует из нашей диаграммы, с ростом содержания углерода в твердом растворе в за- каленных сплавах Fe—C петли расщепляются и тем больше, чем больше содержание углерода. Как пример расщепления петель, можно рассматривать петли, приведенные на рис. 5. Одна из них проходит через точку М, другая – F′.Общая точка пересечения этих петель, а′, определяет тетрагональность системы, т.е. степень отклонения точки напряженного состояния системы от вертикали ОЦК-состояний. Температуру Tх контролирует верхняя петля, так как она описы- вает обратные мартенситные превращения под действием растяги- вающих напряжений. С ростом тетрагональности (увеличение рас- щепления петель) верхняя петля будет смещаться в сторону роста температуры. Вместе с деформацией петли будет происходить уве- личение угла наклона касательной, проведенной через энергетиче- ский минимум петли (точка Н на рис. 4), и согласно нашей модели (см. раздел 5.5) Tх системы будет возрастать. Это находится в соот- ветствии с данными экспериментов, проведенных на чистом желе- зе, в которых обнаружен рост Tх от концентрации углерода в преде- лах его растворимости [44]. Таким образом, данная модель адекватно описывает эксперимен- тальные результаты зависимости Tх от концентрации углерода в твердом растворе железа. 2.2. Зависимость от температуры закалки. Эксперименталь- ные данные, приведенные в этой же работе [44] показывают, что Tх закаленного чистого железа находится вблизи абсолютного нуля температур. Это соответствует данной модели, в которой расчетное значение Tх, определяемое по касательной к нижней ветви петли гистерезиса, также находится вблизи абсолютного нуля температур (см. с. 44 данного текста). 2.3. Зависимость от размера зерна. Обсуждать вопрос о влиянии размеров зерна в сталях на их температуру хрупко-вязкого перехо- да мы можем только на качественном уровне. Хорошо известно, что границы зерен являются непреодолимыми препятствиями для мар- тенситных фазовых образований. Хотя зарождение микротрещин должно происходить в объеме блоков, мартенситные пластины (ра- зумеется, при обратном превращении), а вместе с ними и трещина, распространяются на все зерно. Поэтому чем больше размер зерна, тем больше величина мартенситной пластины и объем зародыше- ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ХРУПКОСТЬ СИСТЕМЫ «ЖЕЛЕЗО—ВАКАНСИИ» 53 вой микротрещины, возникающей в результате обратного мартен- ситного превращения, а значит, тем легче ей превратиться в маги- стральную трещину. Поэтому, в соответствии с нашей моделью, склонность к хрупкому разрушению с увеличением размеров зерен должна возрастать, что соответствует экспериментальным данным, имеющимся в литературе. 3. Сравнение с классической P—T-диаграммой железа. Важные выводы позволяет сделать сопоставление диаграмм, построенных в виде петель гистерезиса и P—T-диаграммы железа. Фактически ка- ждой точке поля P—T-диаграммы соответствует определенное зна- чение фазового объема, так же как и в «температурно-силовом» по- ле. Однако линии P—T-диаграммы описывают конечные значения этих объемов при полном фазовом превращении, но ничего не гово- рят о возможных путях достижения конечных значений. Петли гистерезиса фазовых превращений как раз и описывают эти пути. Другими словами, петли гистерезиса могут быть перенесены на P— T-диаграмму. Например, исходная петля гистерезиса, соответст- вующая превращениям в идеальном монокристалле железа, в P—T- поле демонстрирует непрерывный путь фазового ГЦК—ОЦК-перехо- да из тройной точки диаграммы (она совпадает с точкой М петли) в точку 240°С (совпадающую с точкой О петли гистерезиса). Из P—T-диаграммы следует, что изменение только температуры способствует диффузионным γ—α-фазовым превращениям. Измене- ние давлений, наоборот, ведет к сдвиговым деформациям с образо- ванием ε-мартенсита вплоть до тройной точки на P—T-диаграмме. Фазовые же γ—α-превращения возможны только при температурах выше тройной точки. Петли гистерезиса показывают, что в любой области P—T-диа- граммы в железе при изменении температур и (или) давлений могут протекать еще и γ α-мартенситные превращения. Значения давлений и температур в точке М совпадают с экспери- ментальными данными для их величин в тройной точке P—T-диа- граммы. Так, завершению ГЦК—ОЦК-перехода (см. рис. 3) соответ- ствуют напряжения 12,5 ГПа, что совпадает по величине с напряже- нием фазового α—ε-превращения в железе на P—T-диаграмме [35]. В предлагаемой модели именно в приближении к точке О или М (и при тех же напряжениях) в железе должен возникать ε-мартенсит, т.к. здесь сдвиговые напряжения в петлях оказываются меньше нор- мальных, ответственных за обратные мартенситные превращения. 4. Сравнение с результатами математического моделирования. 4.1) Такое же значение напряжения завершения ГЦК—ОЦК-фа- зового перехода (12,5 ГПа) дает и компьютерное моделирование, выполненное для совершенного нанокристаллика меди в решетке железа [52]. В этой же работе экспериментально (с помощью высо- коразрешающей электронной микроскопии) установлен факт фазо- 54 И. Н. ЛАПТЕВ, А. А. ПАРХОМЕНКО вого ГЦК—ОЦК-перехода мартенситного типа в медных выделени- ях, содержащихся в железе. Оценка влияния вакансий на величину давления этого перехода показала, что оно уменьшается приблизи- тельно на 2 ГПа при концентрации вакансий в медных выделениях, равной 2,5%. Эта величина получена без учета влияния окружаю- щей матрицы железа. Суммарное влияния вакансий и матрицы снижает давление перехода до 7,5 ГПа. В рамках предлагаемой модели мы также можем оценить влия- ние вакансий. Так, в соответствии с табл. 1, один процент вакансий в чистом железе приводит к снижению напряжения перехода на 1,6 ГПа. При концентрации вакансий 2,5% напряжение фазового перехода в закаленном чистом железе окажется равным 8,5 ГПа, что находится в неплохом соответствии с результатами приведен- ной выше работы (учитывая, что у меди и у железа модули упруго- сти различны). 4.2) Убедительным доказательством правильности модели слу- жат результаты, полученные в ИМФ НАНУ и приведенные в недав- но вышедшей монографии ([53], с. 82), где дан ответ на вопрос о том, как начинается разрушение при деформации чистого нанокри- сталла железа в условиях равномерного всестороннего растяжения. Продемонстрировано, что «… момент резкого снижения напряже- ния сопротивления растяжению наночастицы соответствует дости- жению в локальных областях нанокристалла критической дефор- мации на бейновской траектории деформации, приводящей к обра- зованию неустойчивой ГЦК-решетки …. Дальнейшая деформация приводит к расширению областей с ГЦК-решеткой. Однако в местах пересечения этих областей возникают существенные искажения решетки, и начинается разрыв атомных связей по границе ОЦК-фа- за—ГЦК-фаза. В месте разрыва атомных связей образуется «не- сплошность», которая начинает расти, обусловливая снижение со- противления деформированию наночастицы …». Другими словами, разрушение чистого железа в условиях гидростатического растя- жения связано с фазовым ОЦК—ГЦК-превращением и проходит с образованием вакансионной «нанонесплошности». Мартенсит при этом не образовывался. Это полностью соответствует модели (см. рис. 3), в соответствии с которой в чистом железе, т.е. в случае, ко- гда точка напряженного состояния лежит на оси ОЦК-состояний, разрушение железа проходит за счет фазовых ОЦК—ГЦК-превраще- ний, без образования мартенсита (вектор ik равен нулю). Авторы приводят величину среднего растягивающего напряже- ния, которое инициирует разрушение, равное приблизительно 23 ГПа. Это значение совпадает с напряжением вырождения петли гистерезиса на нашей диаграмме. Все это свидетельствует о хорошем соответствии нашей модели экспериментальным данным. Однако эти данные были получены в ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ХРУПКОСТЬ СИСТЕМЫ «ЖЕЛЕЗО—ВАКАНСИИ» 55 результате сложнейших экспериментов и компьютерных расчетов. Наша же модель позволяет исследовать фазовые переходы при не- сравненно более простых вычислениях. 4.3) В работе [54] показано, что дислокации сами по себе не могут быть зародышами α- и ε-мартенситных фаз. Они только в опреде- ленных условиях способствуют процессу зарождения и аккомода- ции решеток образующихся фаз благодаря своим способностям расщепляться и перемещаться. Это соответствует данной модели, в которой местами образования мартенсита должны быть (всегда имеющиеся в материале) области с идеальной решеткой, а не де- фекты кристаллического строения, подобные дислокациям (под- раздел 5.1). 5. Мартенситные превращения под облучением. Совсем недавно установлено, что в облученных в реакторах до высоких доз (десятки смещений на атом) аустенитных сталях наблюдается вязко-хруп- кий переход, связанный с γ—α-превращением [55, 56]. Критическое значение распухания при этом составляет порядка 7%. Исследова- ния показали, что в материале при таких объемных изменениях действует шаровой тензор растягивающих напряжений. Как видно из рис. 3, эта величина объемных изменений близка (учитывая иде- альность решетки) к значению объема фазового несоответствия (8,14%) при завершении фазового перехода γ−α. Впервые идея о связи распухания с фазовыми мартенситными γ−α-превращения- ми и хрупкостью была высказана в [15, 16]. Подобные закономерности, связанные с фазовыми превраще- ниями под облучением, наблюдаются и в сталях совсем другого класса – корпусных ферритно-перлитных сталях, состоящих поч- ти на 97% из железа. В соответствии с данным подходом в этих ма- териалах будут проходить обратные α−γ переходы. Подтверждени- ем этого может быть наблюдающийся на облученных корпусах про- мышленных реакторов эффект их размагничивания [57, 58], а так- же результаты прямых измерений количества возникающей не- магнитной фазы [59]. Следует отметить, что наблюдающиеся в корпусных сталях эф- фекты имеют место уже при дозах облучения менее 0,1 смещения на атом. Представляло большой интерес выяснить, как ведут себя при таких же дозах материалы с ГЦК-решеткой. Как и следовало ожидать, под облучением происходит их намагничивание, связан- ное с образованием в аустените α-фазы [14]. 6. ВЫВОДЫ В отличие от существующих теорий, в которых мартенситные пре- вращения даже в сталях рассматриваются как фазовые превраще- ния в однокомпонентных системах, чистое железо следует рассмат- 56 И. Н. ЛАПТЕВ, А. А. ПАРХОМЕНКО ривать как двухкомпонентную систему «железо—вакансии», руко- водствуясь постулатом об участии вакансий в образовании объема фазовых несоответствий при ГЦК ОЦК-полиморфных превраще- ниях. Именно на основе этих представлений нам удалось построить «температурно-силовое» поле и в нем диаграмму γ α-фазовых пе- реходов, которые протекают через непрерывный спектр ОЦТ-со- стояний. Каждую точку поля можно описать тремя основными ве- личинами термодинамики P, V и T, которые эквивалентны между собой и cv. Диаграмма имеет вид петли гистерезиса, ограничивает в «температурно-силовом» поле пространство γ α-мартенситных превращений и позволяет численно оценивать влияние динамиче- ских изменений температур и давлений на величину и знак объем- ных изменений при образовании мартенсита в железе и сплавах на его основе. Диаграмма позволяет описывать мартенситные превращения не только в системах «железо—вакансии» и «железо—углерод—вакан- сии», но и в более сложных сталях и сплавах. Пропорциональность концентраций углерода в твердом растворе железа напряжениям и температурам дает возможность определять в сталях содержание γ-, α- и Fе3С-фаз. Ветви петли сходятся в двух точках О и М (см. рис. 3), которые попадают в области низко- и высокотемпературной отпускной хруп- кости сталей. Рассматривая этот факт с позиций нашего постулата, мы предлагаем новую физическую модель хрупкого разрушения ОЦК-металлов и сплавов, согласно которой за их разрушение отве- чает следующий механизм: обратное α → γ-мартенситное превра- щение, протекающее под действием растягивающих напряжений с образованием вакансионного комплекса в виде поры или трещины. С помощью модели можно объяснить любые формы проявления хрупкого разрушения (при испытаниях на ударную вязкость, одно- осном растяжении, растрескивание при закалке и отпуске, процес- сы низко- и высокотемпературного охрупчивания, порообразование при взаимной диффузии, при циклических нагружениях, под об- лучением и др.). Диаграмма позволяет определять температуру хрупко-вязкого перехода, как касательную изотерму к нижней вет- ви петли гистерезиса. Полученные результаты соответствуют экс- периментальным зависимостям температуры хрупко-вязкого пере- хода от концентрации легирующих элементов и структурно-фазово- го состояния системы. Петля гистерезиса позволяет понять и объяснить не только при- роду хрупкости ОЦК-металлов, но и природу деформации их с при- знаками сверхпластичности и сверхупругости. Эти три явления объединяет то, что они наиболее ярко выражены в системах, точки напряженных состояний которых близки к точкам О и М. Сама форма петли указывает, что в этих ее областях сопротивление де- ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ХРУПКОСТЬ СИСТЕМЫ «ЖЕЛЕЗО—ВАКАНСИИ» 57 формированию сдвигом и мартенситообразованию в ОЦК-металлах минимально. Поэтому поведение материала, точка напряженного состояния которого близка к одной из критических, определяется действующим тензором напряжений. Если хрупкое разрушение ОЦК-металлов наблюдается под действием гидростатических рас- тягивающих напряжений, то под действием тангенциальных внеш- них напряжений будет проявляться сверхпластичность, а под дей- ствием напряжений гидростатического сжатия – сверхупругость. В дальнейшем наша диаграмма позволит: обосновывать выбор сталей с учетом определенных условий их эксплуатации; рекомен- довать способы их обработки (например, закалку, отпуск, отжиг, программное нагружение, легирование и др.) с целью получения оптимальных механических и физических характеристик; прогно- зировать изменения механических свойств материалов по характе- ру изменения их напряженных состояний в процессе эксплуатации без применения разрушающих методов контроля, что особенно ак- туально для корпусов ядерных реакторов. БЛАГОДАРНОСТИ Авторы выражают благодарность И. Г. Марченко за полезные заме- чания и обсуждение работы, а также Е. А. Крайнюку за помощь при подготовке публикации. ЦИТИРОВАННАЯ ЛИТЕРАТУРА 1. В. С. Крапошин, А. Д.Сильченко, Металловедение и термическая обра- ботка, № 11: 23 (2008). 2. Ю. Н. Коваль, Успехи физ. мет., 6, № 2: 169 (2005). 3. Ю. Н. Коваль, В. А. Лободюк, Успехи физ. мет., 7, № 2: 53 (2006). 4. A. Kochendorfer and G. Otto, Archiv für das Eisnhüttenwesen, 29: 12 (1958). 5. E. С. Bain, Trans. Metall. Soc. AIME, 70: 25 (1924). 6. Ю. Н. Петров, Дефекты и бездиффузионные превращения в стали (Киев: Наукова думка: 1978). 7. Л. И. Лысак, С. А. Артемюк, Физ. мет. металловед., 32, вып. 1: 73 (1971). 8. Л. И. Лысак, Б. И. Николин, Физические основы термической обработки стали (Киев: Техника: 1975). 9. J. S. Bowels and Z. K. Mackenzie, Acta Metall., 2: 129 (1954). 10. А. Л. Ройтбурд, Э. И. Эстрин, Металловедение и термическая обработка (Москва: ВИНИТИ: 1970). 11. K. C. Russell, Progress in Materials Science, 28: 229 (1984). 12. J. F. Stubbins, Proc. 13th Int. Symp. ‘Effects of Radiation on Materials’ (ASTM STP: 1987), vol. 955, p. 758. 13. W. Schule, Proc 19th Int. Symp. ‘Effects of Radiation on Materials’ (ASTM STP: 1992), vol. 1366, p. 894. 14. В. М. Ажажа, В. А. Десненко, Л. С. Ожигов, А. А. Пархоменко и др., Труды 58 И. Н. ЛАПТЕВ, А. А. ПАРХОМЕНКО XVII Международной конференции по физике радиационных явлений и ра- диационному материаловедению (Харьков: ННЦ ХФТИ:2006), с. 84. 15. И. Н. Лаптев, А. А. Пархоменко, Вопросы атомной науки и техники. Сер. Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение, 82, № 4: 143 (2002). 16. И. Н. Лаптев, А. А. Пархоменко, Вопросы атомной науки и техники. Сер. Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение, 85, № 3: 31 (2004). 17. А. А. Смирнов, Укр. физ. ж., 37, № 8: 1188 (1992). 18. Р. М. Габидуллин, Б. А. Колачев, А. А. Колачев, Изв. ВУЗов. Цветная ме- таллургия, № 4: 87 (1976). 19. Н. Т. Гладких, А. П. Кришталь, Изв. РАН. Металлы, № 6: 156 (1998). 20. В. М. Кошкин, Ю. А. Фрейман, Л. В. Атрощенко, Физ. тверд. тела, 9, № 3: 121 (1967). 21. Ю. П. Гуль, В. С. Чмелева, Металознавство та термічна обробка металів, № 1: 13 (2001). 22. В. Е. Панин, Металловедение и термическая обработка металлов, № 7: 62 (2005). 23. A. Zangwill, Physics of Surface (Cambridge: Cambridge University Press: 1988). 24. K. Feder and T. S. Nowick, Phys. Rev., 109, No. 11: 1967 (1959). 25. М. Гуляев, Металловедение (Москва: Оборонгиз: 1963). 26. С. Чиркин, Теплофизические свойства материалов ядерной техники (Мо- сква: Атомиздат: 1968). 27. V. Ranghavan and A. R. Entwisle, Physical Properties of Martensite and Bain- ite. Special Report No. 93 (British Iron and Steel Inst.:1965), p. 29. 28. О. П. Морозов, Д. А. Мирзаев, М. М. Штейберг, Физ. мет. металловед., 32, № 6: 1290 (1971). 29. Я. Е. Гегузин, Докл. Акад. наук СССР, 106: 839 (1956). 30. H. R. Brager, F. A. Garner, and G. L. Guthrie, J. Nuclear Materials, 66: 301 (1977). 31. Л. А. Беляева, И. В. Горынин, О. А. Кожевников, В. Д. Ярошевич, Физ. мет. металловед., 69, № 1: 189 (1990). 32. А. Ф. Андреев, И. М. Лифшиц, ЖЭТФ, 56: 2057 (1969). 33. В. Л. Инденбом, К физической теории внутренних напряжений (Ленин- град: ЛГУ: 1964). 34. И. А. Гиндин, И. М. Неклюдов, Физика программного упрочнения (Киев: Наукова думка: 1979). 35. В. И. Зельдович, И. В. Хомская, Е. Ф. Грязнов, Физ. мет. металловед., 68, № 1: 151 (1990). 36. В. И. Владимиров, Физическая теория прочности и пластичности (Ленин- град: ЛПИ: 1975). 37. В. С. Иванова, С. В. Шанявский, Количественная фрактография (Москва: Металлургия: 1988). 38. В. Н. Рожанский, А. А. Предводителев, Докл. Акад. наук СССР, 158, № 4: 835 (1964). 39. J. N. Greenwood and D. R. Miller, Acta Metall., 2: 250 (1954). 40. Ю. М. Лахтин, Металловедение и термическая обработка металлов (Мо- сква: Металлургия: 1976). ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ХРУПКОСТЬ СИСТЕМЫ «ЖЕЛЕЗО—ВАКАНСИИ» 59 41. Ю. Я. Мешков, Успехи физ. мет., 2: 7 (2001). 42. В. И. Шаповалов, В. Ю. Карпов, Физ. мет. металловед., 55, № 4: 805 (1983). 43. В. К. Аксенов, А. В. Мат, Я. Д. Стародубов, Физика и техника высоких дав- лений, № 3: 94 (1994). 44. S. B. McRickard and J. G. Y. Chow, Acta Metall., 14: 1195 (1966). 45. Л. Кауфман, М. Коэн, Успехи физики металлов: Сб. трудов (Москва: Ме- таллургиздат: 1961) (пер. с англ.); L. Kaufman and M. Cohen, Prog. Met. Phys., 7: 165 (1958). 46. P. M. Giles, M. N. Longebach, and A. R. Marder, J. Appl. Phys., 42, No. 11: 4290 (1971). 47. Г. В. Курдюмов, О. П. Максимова, Проблемы металловедения и физики металлов (Москва: Металлургиздат: 1951), вып. 2. 48. И. А. Гиндин, И. М. Неклюдов, В. М. Нетесов, Вопросы атомной науки и техники. Сер. Общая и ядерная физика, вып. 1(4): 23 (2004). 49. В. А. Столбовой, И. Г. Водопьянова, А. Н. Блудов, Сборник докл. 8-го Меж- дународного конгресса «ОТТОМ—8» (Харьков: ННЦ ХФТИ—ИПЦ «Кон- траст»: 2007), т. 2. 50. T. Coppitz, P. Jung, G. Muller, A. Weisenbureg et al., J. Nuclear Materials, 334: 92 (2005). 51. А. А. Комаровский, Управление напряженно-деформированным состояни- ем материалов и конструкций (Киев: Випол: 1996). 52. W. J. Phythian and A. J. E. Foreman, Proc. of 15th Int. Symp. ‘Effects of Radia- tion on Materials’ (Philadelphia: ASTM STP: 1992), vol. 1125, p. 131. 53. С. А. Котречко, Ю. Я. Мешков, Предельная прочность (Киев: Наукова дум- ка: 2008). 54. П. Ю. Волосевич, Металлофиз. новейшие технол., 18, № 4: 33 (1996). 55. Б. З. Марголин, И. П. Курсевич, А. А. Сорокин, Н. К. Васина и др., Вопросы материаловедения, № 2(58): 99 (2009). 56. V. S. Neustroev and F. A. Garner, J. Nuclear Materials, 386—388: 157 (2009). 57. М. Б. Бакиров, Н. Ю. Забрусков, Заводская лаборатория, № 11: 35 (2000). 58. Э. С. Горкунов, А. П. Ничипурук, В. М. Сомова, В. И. Левит, Дефектоско- пия, № 7: 62 (1993). 59. J. Bohmert, A. Ulbritch, A. Kryukov, Y. Nikolaev et al., Proc. of 20th Interna- tional Symposium ‘Effects of Radiation on Materials’ (West Conshohocken: ASTM STP: 2001), vol. 1405, p. 326.
id	nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-98122
institution	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
issn	1608-1021
language	Russian
last_indexed	2025-12-01T11:22:41Z
publishDate	2010
publisher	Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України
record_format	dspace
spelling	Лаптев, И.Н. Пархоменко, А.А. 2016-04-09T10:25:35Z 2016-04-09T10:25:35Z 2010 Фазовые превращения и хрупкость системы "железо—вакансии" в полях упругих напряжений / И.Н. Лаптев, А.А Пархоменко. // Успехи физики металлов. — 2010. — Т. 11, № 1. — С. 19-59. — Бібліогр.: 59 назв. — рос. 1608-1021 PACS numbers: 05.70.Ln, 61.72.jd, 61.72.Qq, 62.20.fg, 62.20.mj, 64.70.kd, 81.30.Kf https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/98122 Роль упругих напряжений в формировании структурно-фазовых состояний в неравновесных системах «железо—вакансии» и «железо—вакансии—углерод» исследована теоретически. Построена петля гистерезиса, описывающая процесс γ ⇆ α-превращений в поле упругих напряжений. Поле нормировано как «температурно-силовое», каждая точка которого отвечает определенному упруго напряженному состоянию и конкретному фазовому составу сплава. Силовые условия неравновесных мартенситных γ ⇆ α-превращений в этом пространстве определяются вектором, соединяющим любые две точки, лежащие на противоположных ветвях петли гистерезиса. Предложен новый подход к определению температуры хрупко-вязкого перехода ОЦК-металлов и условий проявления сверхпластичности. Модель может быть использована для описания фазовых превращений и прогнозирования работоспособности материалов в сложных «температурно-силовых» полях, включая реакторное облучение. Роль пружніх напружень у формуванні структурно-фазових станів у системах «залізо—вакансії» та «залізо—вакансії—вуглець» досліджено теоретично. Побудовано петлю гістерези, яка описує процес γ ⇆ α-перетворень у полі пружніх напружень. Поле нормовано як «температурно-силове», кожна точка якого відповідає певному пружньо-напруженому стану й конкретному фазовому складу стопу. Силові умови нерівноважних мартенситних γ ⇆ α-перетворень визначаються вектором, який з’єднує будьякі точки, що лежать на протилежних гілках петлі гістерези. Запропоновано новий підхід до визначення температури крихко-в’язкого переходу ОЦК-металів і умов прояву надпластичности. Модель може бути використаний для прогнозування працездатности матеріялів у складних «температурно-силових» полях, включаючи реакторне опромінення. The role of elastic stresses in the structure—phase states formation in the ‘iron—vacancy’ and ‘iron—vacancy—carbon’ systems is investigated theoretically. The hysteresis loop describing γ ⇆ α-transformations in a field of elastic stresses is plotted. The field is normalized as ‘temperature—stress’ one. Its each point corresponds to both the certain elastically stressed state and the concrete phase composition of an alloy. Force conditions of nonequilibrium martensitic γ ⇆ α-transformations are defined by a vector, which connects any two points lying on opposite branches of the loop. The new approach to definitions of the brittle—ductile-transition temperature for the b.c.c. metals and conditions of superplasticity is proposed. The model can be used for the description of phase transformations and forecasting of serviceability of materials in complex ‘temperature—stress’ fields, including the reactor irradiation. Авторы выражают благодарность И. Г. Марченко за полезные замечания и обсуждение работы, а также Е. А. Крайнюку за помощь при подготовке публикации. ru Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України Успехи физики металлов Фазовые превращения и хрупкость системы "железо—вакансии" в полях упругих напряжений Фазові перетворення і крихкість системи «залізо–вакансії» у полях пружніх напружень Phase Transformations and Brittleness of ‘Iron–Vacancy’ System in Fields of Elastic Stresses Article published earlier
spellingShingle	Фазовые превращения и хрупкость системы "железо—вакансии" в полях упругих напряжений Лаптев, И.Н. Пархоменко, А.А.
title	Фазовые превращения и хрупкость системы "железо—вакансии" в полях упругих напряжений
title_alt	Фазові перетворення і крихкість системи «залізо–вакансії» у полях пружніх напружень Phase Transformations and Brittleness of ‘Iron–Vacancy’ System in Fields of Elastic Stresses
title_full	Фазовые превращения и хрупкость системы "железо—вакансии" в полях упругих напряжений
title_fullStr	Фазовые превращения и хрупкость системы "железо—вакансии" в полях упругих напряжений
title_full_unstemmed	Фазовые превращения и хрупкость системы "железо—вакансии" в полях упругих напряжений
title_short	Фазовые превращения и хрупкость системы "железо—вакансии" в полях упругих напряжений
title_sort	фазовые превращения и хрупкость системы "железо—вакансии" в полях упругих напряжений
url	https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/98122
work_keys_str_mv	AT laptevin fazovyeprevraŝeniâihrupkostʹsistemyželezovakansiivpolâhuprugihnaprâženii AT parhomenkoaa fazovyeprevraŝeniâihrupkostʹsistemyželezovakansiivpolâhuprugihnaprâženii AT laptevin fazovíperetvorennâíkrihkístʹsistemizalízovakansííupolâhpružníhnapruženʹ AT parhomenkoaa fazovíperetvorennâíkrihkístʹsistemizalízovakansííupolâhpružníhnapruženʹ AT laptevin phasetransformationsandbrittlenessofironvacancysysteminfieldsofelasticstresses AT parhomenkoaa phasetransformationsandbrittlenessofironvacancysysteminfieldsofelasticstresses

Фазовые превращения и хрупкость системы "железо—вакансии" в полях упругих напряжений

Institution

Similar Items