Превращение кристаллографическое

В Д Садовский с сотрудниками считают, что образование аустенита при нагреве может проходить по двум конкурирующим механизмам фазовых превращений кристаллографически неупорядоченному и упорядоченному [c.73]

Таким образом, оказалось, что при низкотемпературном отжиге наноструктурной Си после холодной прокатки, в отличие от обнаруженного повышения величины модуля Юнга [228, 313], может иметь место его существенное (на 24%) понижение в НП в плоскости прокатки. При этом последний эффект обусловлен эволюцией кристаллографической текстуры. Аналогичная тенденция в крупнокристаллической Си выражена существенно слабее, что, по-видимому, связано с неполным текстурным превращением при рассмотренных температурах низкотемпературного отжига (рис. 4.11). [c.179]

Полиморфные превращения (превращения одной модификации элементов в другую при определенной температуре, так называемой точке перехода) связаны с возможностью образования элементов решеток различных кристаллографических систем и с образованием молекул данного элемента с различным числом атомов. [c.16]

Известно, что при термоциклировании металла вверх вниз относительно температуры полиморфного или фазового превращения возможно уменьшение среднего размера зерна. Это явление положено в основу технологических способов обработки металлов - различных вариантов термоциклической обработки (ТЦО), позволяющей повысить механические свойства материалов [53-55]. Возникновение зародышей новых зерен при полиморфных превращениях и их последующий рост связывают обычно с действием напряжений, возникающих в металле из-за разности объемов низко- и высокотемпературных кристаллографических модификаций металла. [c.141]

Во-вторых, эффект упрочнения во время полиморфного превращения в сталях может быть представлен в виде двух отдельных вкладов — собственно от смены кристаллографической модификации, что сопровождается изменением напряжений АОф а также от упрочнения в связи с протеканием химических реакций с образованием соединений типа карбидов. [c.182]

В литом состоянии структура титана представлена крупными зернами, возникшими при первичной кристаллизации. В пределах таких зерен, как правило, имеется несколько более мелких зерен, отличающихся друг от друга по кристаллографической ориентации и образующихся при охлаждении металла из р-обла сти. Последующий нагрев такого металла в р-область практически не изменяет его структуру, так как рост зародышей р-фазы происходит по исходным кристаллографическим направлениям и плоскостям, а малый фазовый наклеп не препятствует их росту до размеров исходного зерна и не вызывает рекристаллизации при дальнейшем повышении температуры. Размельчение структуры литого титана за счет фазовой перекристаллизации при нагреве, таким образом, практически невозможно. В этом состоит одно из существенных отличий титана от сталей, в которых перекристаллизация при а -превращении может с успехом использоваться для улучшения структуры. [c.11]

Сдвиговый механизм превращения отличается закономерным кооперативным направленным смещением атомов в процессе перестройки решетки. Отдельные атомы смеш.аются относительно друг друга на расстояния, не превышающие межатомные, сохраняя взаимное соседство, однако величина абсолютного смещения растет пропорционально удалению от межфазной границы. Это приводит к макроскопическому сдвигу, внешним проявлением которого является микрорельеф на поверхности металлического шлифа (рис. 118, а) В процессе превращения кристаллы мартенсита сопряжены с аустенитом по определенным кристаллографическим плоскостям (см. рис. 33) и межфазная граница не образуется. [c.171]

Таблица 1.2. Тип кристаллографически эквивалентного соответствия решеток при превращении ОО ->18Л

В последующих главах объектом рассмотрения являются сплавы, в полной степени проявляющие эффект запоминания формы (см. табл. 1.1). Среди них — типичные сплавы с /3-фазой (от Ад—Сс1 до N1—А1, исключая 1п—Т1). Сплавы Т1—N1 по существу находятся вне этой категории сплавов, однако превращение в этих сплавах имеет кристаллографические особенности, аналогичные кристаллографическим особенностям превращения в сплавах с /3-фазой, поэтому Т1—N1 обычно включают в эту же категорию сплавов. Для простоты мы рассматриваем моно-кристаллические образцы. Характерные особенности явления в поли-кристаллических образцах подробно описываются в следующей главе. [c.33]

На рис. 1.20 в качестве примера [12] схематично показаны кристаллографические соотношения при прямом и обратном превращениях исходной фазы типа В2 ( а) в -мартенсит типа А19. Кристаллическая структура А19 может быть обозначена как периодическая слоистая структура типа Н2. На рис. 1.20, а показана кристаллическая структура 72-мартенсита в базисной плоскости. Если не принимать во внимание упорядоченное расположение атомов, то можно отметить, что эта структура является структурой г.п.у. [c.37]

Рис. 1.20. Кристаллографические соотношении при прямом и обратном превращениях исходной фазы типа В2 в 7,-мартенсит типа А19

Кристаллографические превращения и эффект памяти формы в сплавах [c.58]

Теплопроводность урана низка примерно в 3 раза ниже, чем нержавеющей стали, и в 13 раз меньше, чем меди. Теплопроводность а-урана анизотропна и существенно увеличивается с ростом температуры при 200 С она равна - 0,07 кал/(см-с-град) 29,4 Вт/(м-град)], а при 650°С ,10 кал/(см-с-град) 42 Вт/(м-град)] и зависит.от чистоты металла. Небольшие леги-)ующие добавки (например, алюминия, молибдена) мало влияют на теплопроводность металлического урана. Давление паров урана при температуре ниже 1500 °С ничтожно мало. Теплота превращения а-фазы в р-фазу составляет 2,86—2,99 кал/г (- 12—12,6 Дж/г), а р-фазы в -у-фазу — 4,8—4,89 кал/г ( - 20,2—20,6 Дж/г). Удельная теплота плавления - 20 кал/г (84 Дж/г), парообразования 450 кал/г ( - 1890 Дж/г). Для а- и р-фаз температурный коэффициент линейного расширения различен и зависит от кристаллографического направления и температуры (табл. 6.3). [c.151]

Чистый Со обнаруживает при 417 °С фазовый переход от высокотемпературной у аустенитной (г.ц.к.) кристаллической структуры к низкотемпературной с (г.п.) структуре. Считают [7], что эта реакция по своей природе фактически атермическая и при термоциклировании проявляет обратимость. В случае охлаждения (у- е)-переход происходит при 390 °С (температура "Ms") нагрев вызывает при 430 °С (температура As) обратный переход в у-состояние. Полнота перехода в г.п. структуру зависит от загрязненности примесями и размера зерен исходного материала мелкозернистая структура и повышенная загрязненность сдерживают этот фазовый переход, холодная деформация, напротив, обеспечивает полное превращение. Последнее совершается по сдвиговому механизму и характеризуется следующими кристаллографическими соотношениями между фазами [c.181]

Несомненно, что природа движущих сил при образовании го-фазы та же, что и при ра-превращении. Однако образование го-фазы не может быть первой стадией р-> а-превращения. Кристаллографическое соотнощение между а и го-фазами не соответствует схеме Барджерса для Р а-превращения. [c.69]

В титане превращение fj a обладает всеми существенными чертами бездиффузиопных мартенситных превращений. Кристаллографически а отличается от а лишь искажением гексагональной структуры. На рентгенограммах в отличие от линий а линии а -фазы более размыты. Структура мартенсита, исследованная электронномикроскопически на просвет [231], показана на рис. 113. [c.254]

Оказывается, что ориентировка пластин мартенсита обусловлена тем, что он может образовываться лишь по определенным кристаллографическим плоскостям и направлениям в аустените. Подобное ориентированное превращение можно рассматривать как сдвиг или смещение какого-то объема металла по определенной плоскости с одновременным а-превраще-нпем. Превращение сопровождается значительным смещением атомов металла в пространстве, по без обмена мест и без значительного изменения расстояний между атомами. Подобное [c.260]

Примеси, удовлетворяющие этим требованиям, обладают естественной активностью. Естественная активность дисперсных частиц, взвешенных в жидкости, связана с закономерностями зарождения центров кристаллизации на твердых поверхностях, которые rj общем виде были сформулированы П. Д. Данковым и С. Т. Конобеевским. Превращение на поверхности твердого тела развивается таким образом, чтобы конфигурация атомов твердой фазы сохранилась (или почти сохранилась) и в новой твердой фазе. Возникающая при указанном процессе кристаллическая решетка новой фазы сопрягается с кристаллической решеткой старой фазы подобными кристаллографическими плоскостями, параметры кото[)ых 01личаются друг от друга минимально. Причина закономерной ориентации двух фаз с термодп-ппмическои точки зрении состоит в том, что минимум поверхностной энергии обеспечивается при максимальном сходстве в расположении атомов на соприкасающихся гранях старой и новой фаз. [c.36]

Превращение в твердом состоянии характеризуется также тем, что образование зародыша н<звой фазы в твердой анизотропной среде должно проходить с соблюдением правила структурного и размерного соответствия. Тогда зародыш новой фазы ориентирован так, что он сопряжен с исходной фазой но определенным кристаллографическим плоскостям, наиболее сходным по расположению атомов и по расстоянию между ними. [c.103]

На участке полной перекристаллизации (рис. 13.17,/б) в металле проходят процессы аустенитизации, роста зерна и перераспределения легирующих элементов и примесей. Аустенитиза-ция — переход Fe,. Fe . Этот переход для доэвтектоидных сталей происходит в интервале температур, причем в условиях неравновесного сварочного нагрева с большими скоростями он начинается и заканчивается при температурах более высоких, чем равновесные Ad и При нагреве до температур начала аустенитизации сталь получает структуру феррито-перлито-карбидной смеси. Переход в аустенитное состояние представляет собой фазовое превращение диффузионного типа. Превращение начинается на участках перлита. Зародыши аустенита образуются на межфазных поверхностях феррит—цементит. Поскольку на каждом участке перлита возникает несколько зародышей аустенита, превращение Fea-> Fe приводит к измельчению зерна. При росте зародышей зерен аустенита вместе с перестройкой ОЦК решетки в ГЦК решетку возникает новая кристаллографическая ориентация последней. В результате исчезают границы бывших аусте-нитных зерен и образуются новые границы при стыковке растущих зерен. После завершения этого процесса образуются так называемые начальные зерна аустенита. Чем дисперснее исходная структура стали, т. е. чем больше межфазная поверхность, на которой образуются зародыши зерен аустенита, тем меньше размер начального аустенитного зерна. [c.512]

Титан относится к парамагнитным металлам, магнитная восприимчивость его, по данным различных авторов, составляет при 20°С 3,2 1(7 см /г. Она повышается с возрастанием температуры от —200 до +800°С по линейному закону. Температурный коэффициент в этом интервале составляет 0,0012-10 см /(г-°С). В области а->- 3-превращения наблюдается резкое возрастание восприимчивости. Так же, как и другие физические характеристики, магнитная восприимчивость титана зависит от кристаллографической направленности. Максимум удельной магнитной восприимчивости наблюдается вдоль плоскости призмы параллельно оси с кристаллической решетки, минимум —параллельно плоскости базиса. Легирование а-фазы приводит, как правило, к снижению удельной магнитной восприимчивости. Однако температурная зависимость магнитной восприимчивости в этом случае может отклоняться от линейной. По величине этого отклонения и температурному интервалу, в котором оно происходит, можно судить об образовании интерметаллических соединений или их предвыделений. [c.6]

Уловить момент фазового превращения невозможно. Зато можно уловить изменения физических свойств, которые его сопровождают. Так, перестройка кристаллографической решетки сопровождается скачкообразным изменением магнитной проницаемости. Этим обстоятельством и воспользовались сотрудники кафедры кузнечноштамповочного производства Московского института стали и сплавов — доктор технических наук Я. М. Ох-рименко и инженер О. М. Смирнов. Они сконструировали прибор, следящий за магнитной проницаемостью заготовки, и связали его с пусковым устройством пресса. Как только начинается фазовое превращение и заготовка становится сверхпластичной, электрический импульс пускает в ход пресс. Конструкция прибора очень проста. На матрице штампа, сделанной из немагнитного материала, протачивается кольцевая выточка, куда закладываются две концентрически расположенные обмотки. Вместе с заготовкой эти обмотки как бы образуют трансформатор при подаче тока в одну обмотку в другой тоже индуцируется ток, пропорциональный магнитной проницаемости материала сердечника, т. е. самой заготовки. [c.10]

При перестройке высокотемпературной модификации в низкотемпературную в процессе охлаждения возможно размельчение структуры полиморфных металлов за счет того, что в пределах крупных зерен возникает большое число зародышей новой (низкотемпературной) фазы. В частности, у железа при у — а-превра-щении внутри аустенитного зерна образуется много ферритных зерен, при этом увеличение скорости охлаждения, подавляя диффузионный рост зародышей, способствует получению мелкозернистой структуры. У титана в силу рассмотренных особенностей полиморфного превращения рост зародышей а-ф азы происходит с большой скоростью, и даже в случае закалки величина а-зерен во много раз превосходит величину ферритных зерен. При этом из-за достаточно строгого соблюдения кристаллогеометрического соответствия решеток а и р-фаз зерна, различающиеся как самостоятельные при металлографическом анализе, могут иметь близкую или одинаковую кристаллографическую ориентировку. По этому прАзнаку в пределах макроскопического р-зерна обычно могут быть лишь несколько (2—3) различных микрозерен. [c.12]

Механизмом, определяющим свойства памяти формы , является кристаллографическое обратимое термоупругое мартенситное превращение — эффект Курдюгиова. Термоупругое мартенситное превращение сопровождается изменением объема, которое носит обратный характер, обеспечивая память . В сплавах с эффектом памяти формы при охлаждении происходит рост термоупругих кристаллов мартенсита, а при нагреве — их уменьшение или исчезновение. Эффект памяти формы наиболее хорошо проявляется, когда мартенситное превращение происходит при низких температурй х и в узком интервале температур, иногда порядка нескольких градусов. [c.375]

Моноклинная 0-фаза А12О3 рассматривается как прекурсор при получении синтетических сапфиров, ее идентифицируют в фазовой смеси при превращениях типа (6.1). Как и в ряде иных полиморфных модификащш (у, 8), в 0-фазе атомы А1 располагаются в двух (окта- и тетраэдрическом) типах кристаллографических позиций [47—49]. [c.125]

Соединение T jU претерпевает полиморфное превращение при 1125 С. В сплавах системы кристаллизуются две вырожденных эвтектики, одна со стороны U, другая со стороны Те. Кристаллографические характеристики соединений системы Te-U приведены в табл. 502. [c.380]

Рис. 1.13 иллюстрирует деформацию формы при образовании монодомена мартенсита в монокристалле исходной фазы. Эта деформация формы, сопровождающая мартенситное превращение, выражается и в изменении формы исходной фазы. Хотя рассматривается монокристалл исходной фазы и исключается превращение с одной поверхностью раздела [8] (например, при охлаждении с одного торца образца), можно отметить, что в различных областях образца имеются эквивалентные кристаллографические условия. При превращении может образоваться большое число кристаллов мартенсита с различными индексами габитус-ных плоскостей (такие кристаллы называют кристаллографическими вариантами). Поэтому в действительности изменения формы исходной фазы, подобного показанному на рис. 1.13, не происходит. В том случае, если исходные образцы находятся в поликристаллическом состоянии и если даже в каждом кристаллите образуется монодомен мартенсита, то из-за эффекта стеснения со стороны окружающих зерен не происходит изменения формы исходной фазы, подобного показанному на рис. 1.13. Естественно, и в поликристаллическом образце исходной фазы кристаллы мартенсита с различными кристаллографическими ориентировками образуются в различных местах в пределах одного кристаллита. Ниже рассмотрены способы образования разных вариантов кристаллов мартенсита и описано изменение формы исходной фазы, происходящее при образовании указанных кристаллов. [c.27]

То, что разные кристаллографические варианты кристаллов мартенсита образуются по соседству друг с другом, приводит к взаимному ослаблению деформации превращения, поэтому это явление называют самоаккомодацией. Если усреднить деформацию формы, сопровождающую образование мартенситных кристаллов четырех вариантов, составляющих ромб, то матрица, выражающая в целом это изменение формы, оказывается близка к единичной матрице. Следовательно, хотя исходная фаза полностью претерпевает мартенситное превращение при охлаждении [c.29]

Восстановление формы, обусловленное эффектом памяти формы, завершается при нагреве выше А . Его движущей силой является разность свободных энергий исходной и мартенситной фаз при обратном превращении. Однако это не означает, что если прюисходит обратное превращение, то восстанавливается форма любых образцов. Для полного восстановления формы необходимо, чтобы, во-первых, мартенситное превращение являлось кристаллографически обратимым и, во-вторых, процесс деформации осуществлялся без участия скольжения. При этом кристаллографическая обратимость превращения обусловливает восстановление не только кристаллической структуры, зависящей от обратного превращения, но и кристаллографическую ориентирювку исходной фазы перед превращением. Таким образом, образец возвра-цдается в состояние исходной фазы, которое было до охлаждения и деформации. Происходит полное восстановление первоначальной формы. [c.32]

Мартенситное превращение с инвариантной решеткой в сплавах с /3-фазой, как указано, связано с дефектами упаковки или двойниковыми дефектами. В первом случае разновидности кристаллов мартенсита с характеристической плоскостью габитуса образуют монодоменные области мартенсита, решетка которого связана с решеткой исходной фазы ориентационным соотношением. Во втором случае каждый кристалл мартенсита с характеристической плоскостью габитуса состоит из двух мартенситных доменов с взаимно двойниковым соотношением ориентировок. Каждый домен имеет кристаллографически эквивалентное ориентационное соотношение решетки с решеткой исходной фазы. [c.33]

Таким образом, механизмы деформации при мартенситном превращении ниже некоторой температуры различаются в зависимости от того, связана ли деформация с инвариантной решеткой с двойниковыми дефектами ипи с дефектами упаковки. Действительно, в сплавах Си—А1—N1 с 71-мартенситом типа 2Н внутренние дефекты явпяются двойниковыми дефектами. Известно, что деформация в этих сплавах развивается посредством двойникования. Однако в сплавах Си—2п—А1 с /32 Мартенситом типа 9/ внутренние дефекты явпяются дефектами упаковки. Известно, что деформация в этих сплавах развивается посредством перемещения поверхности раздела между кристаллами мартенсита. В настоящее время установлено, что и перемещение границы раздела между кристаллами мартенсита разных кристаллографических вариантов осуществляется двойникованием в этом мартенсите. [c.34]

Выше уже указано, что кристаллографическая обратимость превращения является характерной особенностью термоупругого превращения, которое часто происходит в сплавах с упорядоченной решеткой (см. табл. 1. Особое внимание следует обратить на то, что мартенситное превращение в сплавах FeзPt в неупорядоченном состоянии является нетермоупругим превращением, как и в других сплавах на основе железа, а в состоянии с достаточной степенью порядка становится термоупругим. В связи с этим термоупругое превращение можно назвать характерной особенностью мартенситных превращений в сплавах с упорядоченной решеткой, благодаря образованию которой автоматически обеспечивается кристаллографическая обратимость. [c.37]

Наконец, следует отметить, что кристаллографическая ориентировка исходной фазь сохраняется автоматически из-за наличия упорядоченной решетки. В таких сплавах, как 1п—Т1, несмотря на то что они являются сплавами с неупорядоченной решеткой, превращение г.ц.к. — г.ц.т. является кристаллографически обратимым, ориентационное соотношение решеток двух фаз простое, к тому же деформация решетки при превращении очень мала, поэтому при обратном превращении закономерно возникают области исходной фазы с определенной ориентировкой. Таким образом, исходная фаза образуется с ориентировкой, заданной кристаллографическими особенностями обратного превращения, поэтому в тех сплавах, в которых происходит термоупругое превращение, эффект памяти формы наблюдается в полной мере. [c.38]

Кристаллическая структура мартенситной фезы. Общие закономерности кристаллографических превращений в связи с эффектом памяти формы в сплавах рассмотрены в первой главе. В этой главе описываются характерные особенности сплавов Т1—N1 с памятью формы. [c.58]

В зависимости от соотношения кристаллографических ориентировок двух составляющих кристаллов можно выделить следующие три типа бикристаллов, отличающихся характерными особенностями 1 — симметричные бикристаллы 7 и 2, когда при деформации растяжением и в упругой области, и после превращения на границе зерен не возникает концентрации напряжений 2 — несимметричные бикристаллы 1, 2 л 3, когда на границе зерен возникает концентрация напряжений вследствие упругой анизотропии 3 — несимметричные бикристаллы 4, имеющие специфическое ориентационное соотношение, когда не возникает концентрации напряжений в упругой области. Однако в этих бикристаллах концентрация напряжений на поверхности границы возникает из-за различия деформации превращения внутри каждого кристалла при возникновении мартенсита деформации. В таблице указаны характеристики деформации в каждом бикристалле и вид разрушения. Эти характеристики рассматриваются ниже. [c.124]

Различное поведение образцов технического и зонноочи-щенного железа при термоциклировании, возможно, связано с механизмом атомных переходов при полиморфных превращениях [105]. В соответствии с данными Д. С. Каменецкой и др. [1111, в чистом железе, содержащем 10 вес. % С, полиморфное превращение у -> а при охлаждении образцов со скоростью 0,5—50 град/сек происходит сдвиговым механизмом при температурах, близких к равновесной — 910° С. В железе с 5 10 вес.% С в этих условиях возможна лишь неупорядоченная перестройка упаковки, а мартенситное превращение начинается лишь по достижении 540° С. Если предположить, что в монокристаллах железа прямое полиморфное превращение (у а) происходит в одной кристаллографической системе, а обратное ( ->-v) — в другой, образец приобретет остаточное изменение размеров. Подобная ситуация складывается и в поликристалличе-ском образце, в котором имеется текстура роста. СЗбратное полиморфное превращение может совершаться и нормальным механизмом перестройки упаковки. Указанные предположения подтверждают и данные о формировании поверхностного рельефа при периодических нагревах и охлаждениях. Неупорядоченная перестройка решетки не сопровождается макроскопически неоднородной деформацией, и [c.54]

Принцип структурного соответствия (Конобеевский, Баррет, Данков) заключается в том, что превращение в анизотропной среде развивается так, чтобы конфигурация атомов исходной твердой фазы близко сохранялась и в новой фазе. При этом кристаллическая решетка последней сопрягается с кристаллической решеткой исходной фазы подобными кристаллографическими плоскостями с малым различием в параметрах. Возможность ориентированного роста определяется соотношением между величиной энергии деформации /S.Fe, необходимой для приведения новой фазы к размерному соответствию, и выигрышем в поверхностной энергии AFg. Если работа образования трехмерного зародыша независимо ориентированной структуры будет больше, чем энергия деформации, то будет иметь место сопряжение решеток. При этом новая или исходная структура будет деформирована. В противном случае, т. е. когда энергия деформации кристаллических решеток слишком велика, энергетически выгодней образование независимо ориентированного зародыша. [c.178]

Фазовая наследственность определяется кристаллографическим соответствием дислокационных структур фаз при полиморфном превращении и лежит в основе термомеханической обработки сплавов на основе металлов, претерпевающих полиморфное превращение (например, железа и титана). Это явление обусловливает также накопление дефектов при термоцикли-ровании. [c.215]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...