WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

загрузка...
   Добро пожаловать!

Pages:     | 1 || 3 |

На основании анализа литературы была сформулирована основная цель работы: на базе политопной концепции и в частности, на базе разработанной ранее в работах [3,4] модели превращения из ОЦК в ГП структуру через промежуточную конфигурацию -фазы - разработать геометрические модели метастабильных структурных состояний в сплавах с эффектами памяти формы на основе NiAl и NiTi.

Вторая глава посвящена описанию методики проведения экспериментов, методики создания пространственных физических моделей сложных кристаллических структур и методики расчета теоретических интенсивностей рентгенограмм. В частности, в этой главе показаны 3-мерные компьютерные модели некоторых известных кристаллических структур, образованных сложением фрагментов двух разных кристаллических структур, например, на основе ОЦК-модификации железа и -фазы, а также фаз, образованных совместной многослойной укладкой атомов металла в модификации -Sn c атомами кремния, уложенных по графитной сетке (фазы Новотного на базе TiSi2). Структуры этих фаз положены в качестве шаблонов для построения структуры многослойного мартенсита. Особенностью методики является использование некристаллографической программы AutoCad для построения моделей кристаллических структур. Кристаллографические программы типа Diamond и Atoms позволяют визуализировать известные кристаллические структуры, но не позволяют смещать отдельные атомы из позиций, задаваемых правильной системой точек и пространственной группой данного структурного типа, т.е. не позволяют исследовать собственно структурное превращение.

Третья глава посвящена разработке геометрической модели семислойного мартенсита 7R- в сплавах на основе NiAl.

В основу модели образования различных мартенситов из исходного аустенита со структурой В2 нами положена модель, разработанная ранее в работах Крапошина и др. для мартенситного превращения в сплавах на основе железа [1,2] и на основе титана и циркония [3,4]. В этих моделях превращение описывается как реконструкция координационных полиэдров фаз-партнеров по превращению. При этом кубооктаэдр, т.е. координационный полиэдр, соответствующий первой координационной сфере плотноупакованной ГЦК - структуры, преобразуется в икосаэдр (полиэдр Франка-Каспера с 12 вершинами), а ромбододекаэдр ОЦК-структуры – в полиэдр Франка-Каспера с 14 вершинами и осью симметрии 6 порядка (совпадающей с одной из осей симметрии 3-го порядка исходного ромбододекаэдра). Элементарным актом любого структурного превращения в этих моделях является переброска диагоналей в ромбе, представляющем собой объединение двух треугольных граней. На рис.1 показано такое преобразование для случая заселения вершин ромба атомами разной химической природы, что соответствует упорядочению по типу В2 (структурный тип CsCl). В рассматриваемом нами случае это важно, т.к. исходный аустенит NiAl имеет упорядоченную структуру В2. Поскольку мартенсит L10 в системе Ni-Al построен на базе ГЦК-решетки, а его тетрагональные искажения обусловлены послойным (чередующимся) заселением параллельных плоскостей типа {111} атомов двух сортов, то можно предположить, что механизм превращения В2L10 в интерметаллиде NiAl в общем виде не отличается от предложенного в работах [3,4].

Как видно из рис.1, после переброски диагоналей "химический состав" диагоналей меняется на обратный. Можно предположить, что этой особенностью превращения упорядоченной фазы В2 будет определяться структура антифазных доменов итогового упорядоченного мартенсита L10.

Рис.1.

Элементарный акт любого структурного превращения - переброска диагоналей в ромбе (от a к d). Вершины ромба (грани ромбододекаэдра) заселены атомами разной химической природы в соответствии с упорядочением по типу В2. После переброски диагоналей меняется не только ориентировка ромба на плоскости, но и химическая природа атомов, заселяющих вершины короткой диагонали

В работах [3,4] было показано, что в структуре -фазы можно выделить 14-вершинный полиэдр, представляющий собой гексагональную призму с двумя шапочками Плотная укладка этих центрированных призм с объединением по боковым граням и объединение этих кластеров по общим вершинам вдоль их общей оси симметрии 6-го порядка (оси [0001] -фазы) образует гексагональную кристаллическую структуру -фазы. Эта 14-вершинная призма является промежуточной стадией преобразования ромбододекаэдра ОЦК-структуры в 14-вершинный полиэдр Франка-Каспера. Построение модели 7-слойного мартенсита основано на предположении, что слоистые мартенситы и другие промежуточные состояния при мартенситных превращениях в NiAl, NiTi и других сплавах с эффектом памяти формы, могут быть объяснены сосуществованием в структуре сплава кластеров -фазы и фрагментов непревращенной ОЦК-фазы, т.е. неполным превращением.

Согласно предлагаемой в данной работе модели мартенсит 7R образован чередованием слоев кластеров -фазы и фрагментов ОЦК-фазы. В качестве фрагментов (кластеров) -фазы выступают двухшапочные гексапризмы, а в качестве фрагментов аустенитной фазы на базе ОЦК решетки выступают ромбоэдры, ограненные плоскостями {110}, т.е. часть ромбододекаэдра. Такое предположение основано не только на многочисленных экспериментальных свидетельствах присутствия -кластеров в B2-аустените NiAl перед началом мартенситного превращения, но и на строении кристаллических решеток многих интерметаллидов, составленных из фрагментов ОЦК-структурa и структуры AlB2, т.е. -фазы (например, так организованы структуры фаз Ce14Ni8Si9 и Y10Ga3Co7).

На рис.2 показана укладка параллельно базисной плоскости {110} исходной структуры В2 четырех слоев ромбоэдров ОЦК-структуры и трех слоев -кластеров. Тогда генерируется 3-мерная периодическая структура,

Рис.2.

Пространственная модель структуры 7R-мартенсита NiAl как объединение слоев ромбододекаэдров ОЦК-структуры и 14-вершиннных кластеров -фазы (превращенных ромбододекаэдров)

в которой можно выделить моноклинную элементарную ячейку. с параметрами a=0,428 нм, b=0,270нм, с=1.447 нм, =94,210.

В таблице сопоставляются экспериментальные значения параметров решетки мартенсита 7R из разных работ с параметрами предлагаемой модели структуры мартенсита 7R. Можно видеть удовлетворительное согласие параметров модели с экспериментальными данными. Ссылки на оригинальные работы имеются в диссертации.

Параметры модели элементарной ячейки 7-слойного мартенсита NiAl

Источник

a, нм

b, нм

c, нм

, град

Настоящая работа, модель

0.428

0.270

1.447

94,21

Эксперимент: В. Мартынов и др. – 1983.

0,418

0,271

1,448

94,3

Эксперимент: Y. Noda et al – 1990.

0,417

0,269

1,445

94,37

Надо подчеркнуть хорошее совпадение не только периодов решетки, но и угла моноклинности. Дополнительным подтверждением модели является величина угла между направлением [001] мартенсита 7R и плоскостью {110} исходного аустенита. Непосредственное геометрическое построение показывает, что этот угол составляет около 7 градусов, что хорошо согласуется с экспериментально наблюдаемым габитусом этого мартенсита, который отклоняется от {110} на 5-6 градусов. На этой стадии разработки модели мы не рассматриваем особенностей (и степени) дальнего порядка в структуре мартенсита 7R, которые, безусловно, сказываются на деформациях ребер полиэдров, соответственно на значениях периодов решетки, включая угол моноклинности. Предлагаемая модель 7-слойного мартенсита показывает (рис.2), что граница между областями фрагментов ОЦК-фазы и -фазы ступенчатая, ступеньки соответствуют плоскостям {110} ОЦК-фазы, а средняя плоскость границы («огибающая») соответствует {211}. Последнее обстоятельство позволяет понять происхождение диффузных тяжей вдоль <211>, описанных в литературе.

Совпадение модельной элементарной ячейки и данные работ [3,4] позволили предположить, что атомная конфигурация -фазы является универсальной промежуточной структурой при рассматриваемых превращениях. Поэтому возможно, что некоторые данные для мартенситного превращения в сплавах на основе NiTi также могут быть объяснены с аналогичных позиций, чему и посвящена следующая глава.

Четвертая глава посвящена разработке геометрической модели R-фазы в сплавах на основе NiTi.

В сплавах на основе никелида титана при охлаждении образуется несколько мартенситных фаз: ромбическая фаза В19, ее моноклинно искаженный вариант В19’, и R-мартенсит с тригональной структурой.

Поскольку кристаллическая структура мартенситов В19 и В19’ в сплаве NiTi образована упаковкой слоев октаэдров, объединенных вдоль одной из осей решетки по граням, как в ГП-структуре, можно предположить, что механизм его образования аналогичен описанному в работах [3,4]. Но этот механизм не объясняет появления тригонального R-мартенсита. В то же время кристаллическая структура R-мартенсита до сих пор остается предметом дискуссий. Предлагаются разные варианты пространственных групп для этой фазы: P31m, и P3. Однако, если использовать полученные в некоторых работах координаты атомов R-фазы, при построении ее пространственной модели в полиэдрах обнаруживаются противоречия: внутри никелевых октаэдров оказываются атомы никеля, а внутри титановых октаэдров – атомы титана, что представляется маловероятным с точки зрения возникающих искажений.

Как и в случае модели 7R-мартенсита (гл. 3), в предлагаемой модели R-мартенсита в NiTi его структура образована комбинацией ромбододекаэдров исходной ОЦК-структуры (непревращенных участков аустенита) и 14-вершинных кластеров -фазы (частично превращенных участков аустенита). Отличается R-фаза NiTi от семислойного 7R-мартенсита в NiAl способом объединения указанных кластеров. На рис.3 показана предлагаемая пространственная модель структуры R-фазы системы Ni-Ti.

Рис.3.

Пространственная модель кристаллической структуры R-фазы в NiTi. 14-вершинные кластеры -фазы заселяют вершины псевдогексагональной ячейки. Серыми кружками обозначены позиции атомов титана, а черными – позиции атомов никеля. Серым цветом выделены кластеры из 3 ромбоэдров

Отличие структуры R-фазы от структуры -фазы состоит в том, что центры 14-вершинных -кластеров располагаются лишь в вершинах тригональной ячейки, а позиции с координатами (1/3, 2/3, z) декорированы центрами кластеров, состоящих из трех ромбододекаэдров ОЦК-структуры (на рис.3 заштрихованы). Параметры элементарной ячейки в модели в гексагональной установке равны: a=b=0,7348 нм, c=0,5180 нм.

Собранная модель R-фазы имеет пространственную группу симметрии, как и в опубликованных работах, и хорошо согласуется с экспериментом по значениям параметров ячейки (a=b=0,7323-0,7358 нм, c=0,5284 нм по данным [6]).

Атомные координаты в модели и полученные экспериментально в основном близки, за исключением атомов двух пар атомов, располагающихся вдоль тригональной оси. В нашей модели эти атомы попарно смещены соответственно в положительном и отрицательном направлениях вдоль оси “c”, относительно тех же атомов в структуре R-фазы из работы [6]. Построенная модель позволила рассчитать теоретическую рентгенограмму R-фазы и сопоставить ее с экспериментом, см. рис.4. Полученное соотношение интенсивностей линий рентгенограммы хорошо согласуется с экспериментальной дифракционной картиной, представленной в работе [6].

В пятой главе предложена модель, объясняющая появление т.н. -фаз в системе Al-Cu-Ni. Происхождение этих фаз обычно объясняется линейным одномерным упорядочением вакансий вдоль тройной оси <111> исходной кубической структуры, упорядоченной по типу В2 (структурный тип CsCl). В последнее время эти структуры стали рассматривать в качестве одномерных квазикристаллов и описывать методом разрезов и проекций из пространств с размерностью 6. В данной работе для построения моделей этих структурных состояний не используется представление об упорядочении вакансий. Структурные эффекты, описываемые как образование -фаз, в настоящей работе описаны с тех же позиций, как и описанные в гл. 3 и 4 семислойный моноклинный мартенсит в NiAl и R-фаза в NiTi, т.е. продукт неполного преобразования координационных полиэдров исходной кубической фазы.

По литературным данным величина периода сn для разных n-фаз оказывается кратной межплоскостному расстоянию d111, т.е. сn=d111n=0,1675n нм, изменяясь от 0,335 нм для 2 до 2,846 нм для 17. Здесь n означает число элементарных ячеек фазы В2 в периоде идентичности данной -фазы вдоль ее тройной оси, n принимает значения 2, 3, 5, 6, 7, 8, 11, 13, 15, 17.

Рис.4.

Распределение интенсивности линий рентгенограммы R- фазы:

а – эксперимент по данным работы [6];

б – расчет по предлагаемой модели

На рис.5 показаны разные варианты периодического размещения 14-вершинных кластеров -фазы (сечение параллельное плоскости (110), ось кластеров параллельна одному из 4 направлений <111>), для n=2,5,7. Рисунки для других вариантов -фаз (n =3, 6, 8) приведены в диссертации.

В диссертации показаны схемы для всех значений n, обнаруженных экспериментально. Легко убедиться, что можно подобрать вариант периодического размещения для любого n. По нашему мнению, существование отдельных 14-вершинных кластеров -фазы в пределах средней решетки В2-фазы более реально, чем упорядоченное размещение вакансий. Упорядочение вакансий вдоль тройной оси и описание этого явления в рамках квазикристаллической 6-мерной модели представляется чисто формальным способом описания.

Рис.5.

Различные варианты упорядоченного размещения 14-вершинных кластеров -фазы, соответствующие -фазам с n=2,5,7. Показаны соотношения между периодами -фазы с, периодом -фазы с и межплоскостным расстоянием исходной В2-фазы d111

.

Pages:     | 1 || 3 |






© 2011 www.dissers.ru - «Бесплатная электронная библиотека»