Деформация при мартенситном превращении решетки

При мартенситном превращении происходит одновременный и направленный групповой сдвиг атомов в решетке аустенита. Направление перемещения большой группы атомов, расположенных в одной или нескольких смежных плоскостях, подобно сдвигу при пластической деформации, [c.171]

При мартенситном превращении условие соответствия задает главные оси и величины главных деформаций, связывающих две решетки. В общем случае соответствие всех узлов решеток двух структур может не описываться однородной деформацией, так что необходимо ввести в рассмотрение дополнительные атомные перемещения или перестановки атомов внутри элементарной ячейки. Само собой разумеется, что условие соответствия решеток должно связывать элементарные ячейки, содержащие одно и то же число атомов узлы решетки, определяющие подобные ячейки,. будем называть эквивалентными. Деформация может быть выбрана [c.315]

Деформация Бейна, наглядно пояснившая, как с помощью кратчайших атомных смещений г. ц. к. решетка аустенита может превратиться в объемноцентрированную тетрагональную решетку мартенсита, одна не в состоянии привести, например, к 24 ориентациям Курдюмова — Закса, так как ребра элементарной ячейки мартенсита остаются параллельными ребрам исходной тетрагональной ячейки аустенита (см. рис. 124). Для получения ориентационного соотношения КУРДЮмова — Закса необходимы более сложные траектории атомных перемещений, чем при деформации Бейна. Истинные траектории движения атомов при мартенситном превращении неизвестны. Формально все экспериментально обнаруженные ориентационные соотношения решеток аустенита и мартенсита можно получить, дополнив деформацию Бейна поворотом решетки мартен- [c.224]

Для некоторых сплавов (особенно Fe—Мп — С) обнару-. жено, что на начальной стадии мартенситного превращения образуются промежуточные структуры (е -, е- или и-фазы) с особой решеткой, которая затем переходит в обычный мартенсит [233, 234]. В сплавах Fe — Сг—Ni промежуточная фаза имеет гексагональную решетку и образуется (как и в сплавах Fe — Мп и в марганцовистой стали) как при закалке в воде, так и при деформации. [c.258]

В работе [237] развивались представления, согласно которым образование мартенсита начинается из центра деформации , например дислокации, и распространяется через решетку как волна сдвига. Такой механизм не требует термической активации при росте, чем и объясняются атермические особенности мартенситного превращения. [c.260]

Существенную роль в процессах мартенситного превращения играют дефекты кристаллического строения. В общем случае чем совершенней решетка аустенита, тем больше должна быть м и тем ниже М. . Возникающие при различных воздействиях (термической обработке, пластической деформации, облучении) дефекты структуры могут, однако, не только стимулировать мартенситное превращение, но и, наоборот, задерживать его — снижать и уменьшать количество образующегося мартенсита. В первом случае это скорее всего дефекты, возникающие при небольших степенях пластической деформации, относительно неустойчивые и исчезающие при невысоких температурах. Во втором случае — это более устойчивые дефекты, для устранения которых требуется более высокая температура нагрева. [c.264]

По достижении напряжения деформация набирается только за счет образования благоприятно ориентированного мартенсита напряжения (без упрочнения или с небольшим упрочнением) до тех пор, пока не исчерпается ресурс деформации мартенситного превращения, равный деформации решетки при превращении. Далее будет происходить упругая деформация, а затем обычная пластическая деформация мартенсита. [c.373]

Авторами работы [130] рассмотрен вопрос о зарождении мартенсита на дефектах кристаллической решетки, которые создаются предварительной пластической деформацией. Расщепление соответствующих дислокаций на зародышах мартенсита при ГЦК- ГПУ, ГЦК->-ОЦК или ГЦК- -ОЦТ-мартенситных превращениях в сплавах на основе железа позволяет объяснить зарождение мартенсита при изотермическом и взрывном превращении. [c.96]

В железомарганцевых и хромомарганцевых сталях и сплавах с метастабильным аустенитом при деформации возможно образование двух мартенситов е и а. Возникновение мартенситных кристаллов как с кубической, так и с гексагональной решеткой, снимает локальное перенапряжение и предотвращает зарождение или распространение трещины 82]. Механизм 7 а-мартенситного превращения под влиянием внешних напряжений достаточно подробно изучен и освещен в литературе. Релаксация напряжений при 7ч= е-переходе обнаружена сравнительно недавно и изучена недостаточно. [c.141]

Слабая деформация аустенита вызывает искажения кристаллической решетки без существенного изменения ее ориентировки. Поэтому при последующем мартенситном превращении в деформированной структуре наблюдается значительное увеличение области рассеяния полюсов габитуса мартенсита (по сравнению с недеформированным 30 [c.30]

При мартенситном механизме у- а и а - у превращений имеет место деформация решетки, которая приводит к трансформации сферического объема в эллипсоидальный [55-58] [c.99]

В I эта проблема разрешается на основе концепции перестраиваемого потенциального рельефа. Показано, что динамическая компонента вектора смещений описывает колебания атомов в неизменном рельефе, а смещение его минимумов при удалении от равновесия деформацию превращения кристаллической решетки. При этом оказывается ( 2), что переход типа мартенситного превращения не может быть сведен к обычному фазовому переходу. Наиболее адекватным его представлением является синергетический подход, который сводится к теории Ландау только в адиабатическом приближении, отвечающем диссипативному режиму эволюции системы. [c.113]

Существенной особенностью полученной зависимости е р) является ее нелинейный характер. При единственном кристаллографическом варианте мартенсита зависимость е(р) должна быть линейной с тангенсом угла наклона, равным деформации решетки е . В том случае, если мартенситное превращение обеспечивает инвариантность плоскости габитуса под действием внешней нагрузки, наклон прямой е р) равен деформа- [c.199]

Высокая твердость мартенсита объясняется главным образом влиянием внедренных атомов углерода в решетку а-фазы, созданием микро- и субмикроскопической неоднородности строения с равномерным ее распределением по объему, т. е. большим числом нарушений кристаллического строения. Каждый кристалл мартенсита состоит из большого числа блоков, размер которых значительно меньше, чем в исходном аустените. Дробление блоков происходит вследствие больших микронапряжений, возникающих в результате объемных изменений при - а-превращений и соответственно пластической деформации, создающей фазовый наклеп. Поверхности раздела кристаллов мартенсита и особенно границы блоков представляют собой трудно преодолимые препятствия для движения дислокаций. Все это и определяет высокую твердость стали, имеющей мартенситную структуру. Хрупкость мартенсита, вероятно, связана с образованием атмосфер из атомов углерода на дефектах строения. Присутствие углерода и других примесей в твердом растворе повышает электросопротивление и коэрцитивную силу мартенсита, понижает остаточную индукцию и магнитную проницаемость по сравнению с ферритом. [c.200]

Начатое более полувека назад Д. К- Черновым изучение процесса образования закаленного состояния стали было продолжено в 30-х годах нашего века трудами Уральской школы металловедов и особенно последними работами Г. В. Курдюмова и его сотрудников. Эти работы подтвердили намеченную Д. К- Черновым схему, согласно которой возникновение закаленного состояния — мартенситное превращение — происходит при определенной температуре, отвечающей точке d. При этом если остановить охлаждение на несколько градусов ниже точки начала мартенситного превращения М , т. е. выше точки Мк, то вследствие нарушения связи между растущей иглой мартенсита и окружающим аустенитом ее рост прекращается, следовательно, останавливается мартенситное превращение и часть аустенита сохраняется (остаточный аустенит). Чем больше содержание углерода в стали, тем ниже точки М и Мк и тем больше сохраняется остаточного аустенита. Мартенситное превращение, происходящее в упругой среде при невысоких температурах (ниже точки М ) является бездиффузионным атомы могут смещаться лишь на доли ангстрема (10" си) без обмена местами в решетке состояние твердого раствора сохраняется происходит только упорядоченная перестройка решетки. Образование и рост зародыша (фиг. 121, а) мартенсита происходит с громадной скоростью, вызывает напряжения и упругую деформацию решетки исходного аустенита, которые ведут к отрыву кристалла мартенсита от основной фазы (фиг. 121, б). В результате рост кристаллов (игл) мартенсита останавливается. Мартенситное превращение усиливается вследствие пла тической деформации [c.183]

Механизм мартенситного превращения можно представить себе так. При резком охлаждении в зернах аустенита возникают большие внутренние напряжения, превышаюш,ие низкий предел текучести аустенита. В результате этого происходит пластическая деформация зерен аустенита некоторые плоскости кристаллической решетки перемещаются относительно друг друга — происходит сдвиг. Кристаллическая решетка оказывается искаженной, частично разрушенной и вместо нее атомы железа образуют другую — более устойчивую при температурах ниже Лд, т. е. решетку альфа-железа. [c.54]

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]

Механизм перестройки кристаллической решетки при мартенситном превращении открыт и изучен Г. В. Курдюмовым и его школой. Согласно Г. В. Курдюмову, при этом превращении происходит закономерная перестройка решетки, при, которой атомы ие обмениваются местами, а лишь смещаются друг относительно друга на расстояния, не превышающие межатомные. Очень существенна закономерность перестройки. Эта закономерность состоит в том, что атомы могут перемещаться только в определенных направлениях по отношению к своим соседям, в результате таких пра-одну и ту же сторону получается сдвиг [7]. При этом перемещение атомов совершается таким образом, что соседи любого атома в аустените-остаются соседяии того же атома в мартенсите. Следствие приведенной выше важнейшей особенности мартенситного превращения — когерентность решеток растущего кристалла мартенсита и аустенита (рис. 5). По мере роста кристалла мартенсита на когерентной границе накапливается несоответствие решеток (поскольку периоды решеток аустенита и мартенсита различаются), то приводит к росту упругой деформации. По достижении предела текучести энергия упругих напряжений вызывает разрыв когерентности, в результате чего рост мартенситного кристалла прекращается. [c.12]

Эффект памяти формы свойственен, сплавам, обладающим прямым и обратным мартенситным превращением, а также обратимой деформацией, наибольшая величина которой определяется деформацией решетки при мартенситных превращениях. Эффект памяти формы TiNi возникает в узком интервале температур максимален он при стехиометрическом составе, отклонение от которого вызывает резкое изменение температур начала и конца прямого и обратного мартенситных превращений. [c.426]

Если температура стабильного равновесия двух модификаций чистого металла достаточно высока (например, 91 ГС у железа, 882,5°С у титана, 8б5°С у циркония и 660°С у урана), то могут реализоваться оба механизма перестройки решетки. При сравнительно малых переохлаждениях, когда подвижность атомов достаточно высока, идет нормальное полиморфное превращение с самодиф-фузионной, неупорядоченной перестройкой решетки. Мартенситное превращение при малых переохлаждениях идти не может и поэтому не составляет конкуренции нормальному превращению. Объясняется это тем, что при неупорядоченной перестройке решетки упругая деформация кристаллов исходной фазы обусловлена только изменением удельного объема, а при мартенситном превращении — также и когерентностью решеток исходной фазы и мартенситного кристалла. Большая величина А упр при мартенситном превращении требует большого термодинамического стимула (А/ об) для развязывания превращения и, следовательно, большего переохлаждения высокотемпературной модификации, чем это необходимо для развития нормального превращения. [c.221]

Главной причиной большого гистерезиса при мартенситном превращении является возникновение значительной энерпии упругих деформаций ( упругой энергии ) в процессе образования кристаллов мартенсита. Требуется большое переохлаждение, чтобы выигрыш в свободной энергии за счет изменения решетки мог перекрыть затраты на упругую деформацию ( упругую энергию ). [c.681]

При ТМО сталей наблюдается весьма сложное взаимодействие процессов пластической деформации и фазового превращения. Известно, что при пластической деформации в области стабильного аустенита (выше точки Асз) зерна аустенита дробятся на более мелкие и процесс блокообразования протекает более интенсивно. Последующая закалка, при которой температура стали быстро снижается ниже температуры рекристаллизации (чем предотвращается развитие собирательной рекристаллизации), позволяет сохранить блочную структуру деформированного аустенита до начала мартенситного превращения, которое протекает в пределах блочной структуры аустенита. Чем мельче будут получаемые при высокотемпературной деформации блоки в аустените, тем более дисперсной окажется структура мартенсита. Это и понятно, так как в тонкой структуре аустенита с нарушенным строением кристаллической решетки в областях границ блоков имеется большое число центров, энергетически выгодных для образования зародышей кристаллов мартенсита, а это предопределяет развитие тонких мартенситных пластинок. Превращение аустенита в мартенсит сопровождается дальнейшим измельчением областей когерентного рассеивания внутри кристаллов мартенсита до 10 — 10- см [19]. [c.15]

Принципиально новое направление в области обработки пружинных сталей — использование обратного мартенситного превращения с последующим старением аустенита Таким образом можно получить немагнитные пружинные стали с повышенным комплексом прочностных свойств (см, стр. 49). Стали этого типа с П—14% Ni и 10% Сг дополнительно легированы для создания вторичных упрочняющих фаз титаном (1—1,5%) и алюминием ( 0,5—1%), а в некоторых случаях также и вольфрамом для стабилизации субструктуры. После нагрева при 1000° С и охлаждения сталь приобретает аустенитную структуру, которая в результате сильной холодной пластической деформации превращается в мартенсит, имеющий высокую плотность -дефектов строения в результате фазового и деформационного наклепа. Мартенсит при нагреве превращается В аустенит (обратное мар-тенситное превращение), который сохраняется после охлаждения до нормальной температуры. Этот аустенит обладает повышенной плотностью дефектов строения, наследуемых от прямого мартенситного превращения, деформации и обратного мартенситного превращения и создающих измельченную рубструктуру. При последующем старении (520° С) аустенит упрочняется вследствие выделения избыточных фаз, причем характер изменения предела упругости при изотермическом старении аналогичен н людае-мому при старении мартенситностареющих сталей. Это означает, что решающее влияние на закономерности упрочнения оказывает не тип кристалической решетки, а субструктура матричной фазы. [c.37]

Влияние внешних сил на мартенситное превращение не ограничивается только простым смещением температуры превращения. На рис. 1.29 показаны кривые напряжение — деформация при растяжении монокри-сталлических образцов из сплава, % (по массе) Си—14,0А1—4,2Ni при разных температурах испытания в направлении приблизительно <001) исходной фазы. Характерной особенностью является то, что в зависимости от температуры испытаний кривые состоят из двух или большего числа ступеней. Методами нейтронографического и рентге-ноструктурного анализов при воздействии напряжений установлено, что каждая стадия обусловлена мартенситным превращением, отмеченным на рисунке. Указанные на этом рисунке фазы у, P i. и ai — это мартенсит, имеющий кристаллическую структуру, показанную на рис. 1.30, (6—(3). Периоды решетки каждой из этих фаз приведены [17] ниже [c.50]

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]

В сложном по фазовому составу железном сплаве — стали СН-3, в структуре которого присутствуют аустенит, мартенсит, 6-феррит, карбиды и интерметаллиды, водород также локализован на всех межфазных поверхностях. Значительные сегрегации водорода имеются и по границам мартенситных пластин. Это хорошо согласуется с представленийми, развитыми в работах 1426, 427]. Их авторы наблюдали уменьшение водородопроницае-мости стали после закалки наименьшей проницаемостью обладала мартенситная структура эффект связали с деформацией кристаллической решетки при фазовом превращении, сопровождающейся образованием дефектов, способных служить ловушками для водорода. Рис, 217 таким образом характеризует локализацию водорода на ловушках, возникающих в результате фазового наклепа. [c.478]

Согласно теоретическим расчетам (В.И. Архаров, М.А. Штремель), наиболее оптимальной формой кристалла, приводящей к минимальной энергии деформации решетки, является пластина или игла. Оценки, выполненные в указанных работах, относятся не только к мартенситному превращению, а и ко всем видам когерентного формирования зародыша новой фазы при фазовых превращениях в твердых телах. Опыт показывает справедливость сделанных предпосьшок и для процессов образования аустенита. [c.85]

При температуре ннже /2, когда лимитирующим процессом распада аустеннта становится скорость диффузии углерода в аус-тените, замедляющаяся с понижением температуры, время до начала и продолжительность превращения резко увеличиваются. При температуре начала мартенситного превращеняя, когда диффузия углерода затормаживается, происходит частичное превращение Y-Fe->-a-Fe, а пересыщение углеродом феррита приводит к деформации решетки последнего и превращению ее из о. ц. к. в тетрагональную ( /a>J, мартенсят). Полное превращение аустенита в. мартенсит наступает только при переохлаждении аустеннта до температуры конца мартенситного превращения. В соответствии с ха- [c.41]

Обратимая деформация — это деформация, которая возвращается при восстановлении формы. Теоретический ресурс обратимой деформации определяется величиной деформации решетки при мартен-ситном превращении. Например, в практически наиболее важных СПФ на основе никелида титана исходная решетка В2-аустенита превращается в моноклинную решетку В 19 -мартенсита (рис. 5.17). При этом максимальная линейная деформация достигает И %. Это и есть предельная деформация, которую можно набрать за счет прямого мартенсит-ного превращения и возвратить за счет обратного мартенситного превращения. Если мартенситное превращение идет под нагрузкой, то происходит отбор ориентационных вариантов мартенсита и реализуются те из них, которые соответствуют деформации, определяемой схемой нагружения. В то же время, при достаточно большой наведенной деформации е-, часть этой деформации может реализоваться за счет обычного пластического течения (если среднее или локальные напряжения превзойдут обычный предел текучести о ), а потому она необратима. Поэтому для описания способности к формовосстановлению используют и другую характеристику - степень восстановления формы R = е /е -. Чем [c.378]

Для изотропного материала при отсутствии внешних напряжений мартенситные пластины, образующиеся при прямом превращении, не имеют преимущественной ориентировки, и локальные сдвиговые деформации в среднем по объему компенсируются. В процессе обратного превращения (М -> А) перестройка решетки в исходную протекает строго в обратной последовательности. При этом не наблюдается макроскопического изменения формы материала, за исключением небольшого изменения объема (например, для сплава на основе TiNi изменение объема составляет около [c.838]

Работы, посвященные мартенситной сверхпластичности, в основном относятся к изучению пластичности во время мартенситного у->-а-превращения, обусловленного деформацией. За последнее время появилось несколько работ по особой мартенситной сверхпластичности при Y=f= e-nepe-ходе в двухфазных железомарганцевцх сплавах с ГПУ-ре-шеткой [4,93, 138, 158, 161, 162]. Наиболее значительными из них являются работы О. Г. Соколова [4, 162] и Н. Богачева [1, 162], которые показали, что при у е-переходе наблюдаемый эффект пластичности превращения заключается в резком снижении сопротивления деформированию и релаксации напряжений во время превращения. Зависимость степени релаксации от объема е-фазы установлена в работах И. Н. Богачева и Б. А. Потехина [158] при исследовании релаксации внешних напряжений в сплаве Г20 и стали 30Х10Г10 при повторяющихся фазовых переходах. Сделано заключение, что релаксация напряжений происходит вследствие ослабления межатомного взаимодействия при перестройке кристаллической решетки. Кроме того авторы считают, что существенно важным является взаимодействие микронапряжений, возникающих в процессе образования е-фазы, с полем внешних напряжений. [c.129]

Из этих пр едставлений следует, что коллективизированные s-электроны концентрируются посередине между ближайшими соседями, образующими плотноупакованные ряды вдоль направлений <110> в ГЦК решетке (см. рис. 11, а), тогда как в октаэдрических и тетраэдрических междоузлиях электронная плотность минимальна. Это отвечает особой прочности плотноупакованных рядо в<ИО> и плоскостей (111) при пластической деформации ГЦК металлов, а также при полиморфных и мартенситных Превращениях, поскольку наиболее сильные металлические связи между ближайшими атомами возникают в результате перекрытий s-орбиталей каждого атома со своими 12 ближайшими соседями. [c.34]

Кристаллографические теории приводят к хорошему совпаде-= нию с экспериментом для мартенсита в сталях, имеющего иррациональные габитусные плоскости, близкие к 3, 10, 15), при допущении, что эквивалентная деформация при инвариантной решетке является чистым сдвигом по плоскости 112 в направлении (111) мартенсита. Келли и Наттинг [74] методом электронной микроскопии тонких фольг провели прямое исследование тонкой структуры такого мартенсита и показали, что мартенситные пластины представляют собой пакеты тонких двойников с указанными плоскостью и направлением двойникования. Аналогичные результаты были получены для мартенсита с габитусом 225 , так что более правильной является модель, показанная на фиг. 236, а не на фиг. 23а. Толщина отдельных двойников может составлять всего лишь около 20 атомных диаметров, так что рентгеновским методом выявить их невозможно. Было установлено, что и в других случаях (например, в сплавах Си — А1) продукты мартенситного превращения также состоят из очень тонких пакетов двойников, и представляется весьма вероятным, что подобную структуру имеют продукты многих мартенситных превращений ). В то же время Келли и Наттинг [74] обнаружили, что мартенсит малоуглеродистых сталей представляет собой монокристальные иглы. [c.332]

При промежуточных скоростях нагрева происходит наложение двух механизмов превращения - мартенситного и диффузионного. Возникает вопрос о причинах различной устойчивости а- и у-твердых растворов при температурах внутри двухфазной области равновесной диаграммы. Сплавы, находящиеся в у-состоянии, при любых практических скоростях охлаждения или нагрева в области температур двухфазного равновесия остаются устойчивыми, в то время как те же сплавы, будучи в а-состоянии (мартенсит), сравнительно легко переходят в двухфазное а+у-состояние. Аллен и Ирли [12] указывают, например, что сплавы, содержащие 13 и 18% Ni, охлажденные из у-состояния в двухфазную область (560-600°С), не обнаруживают никаких признаков вьщеления а-фазы после выдержки в течение 1000 ч при этих температурах. Те же сплавы в исходном мартенситном состоянии при нагреве в двухфазной области достигают полного (а + у) равновесия, причем за значительно более короткое время. Очевидно, диффузионные процессы перераспределения атомов никеля легче протекают в менее плотно упакованной объемно-центрированной а-решетке мартенсита, чем в гране-центрированной решетке у-твердого раствора. Кроме того, искажения решетки в мартенсите, обусловленные изменением объема и сдвиговым характером мартенситного превращения, ускоряют диффузионные процессы аналогично действию холодной пластической деформации. Развитие неупорядоченных диффузионных процессов а у превращения при нагреве является нежелательным при упрочнении сплавов фазовым наклепом, так как при этом снижается упрочнение у-фазы. [c.8]

Вопрос о механизме упрочнения аустенита при мартенситных у - а у превращениях до сих пор еще нельзя считать окончательно выясненным. Известно, что упрочнение металлов и сплавов при той или иной обработке зависит от плотности дислокаций, характера их распределения и состояния тонкой структуры кристаллической решетки - величины фрагментов и блоков, угла их разориентировки [22], Эти характеристики в известной мере связаны между собой, так как границы блоков и фрагментов имеют дислокационную природу. Чем вьш1е дисперсность и разориенташя элементов тонкой структуры, чем больше в них плотность дислокаций, тем сильнее сопротивление решетки пластической деформации, тем выше прочность. [c.14]

Существует несколько теорий, объясняющих механизм мартенситного превращения. По одной из них для мартенситного превращения существенное значение имеют термические напряжения, возникающие при охлаждении и вызывающие местную сдвиговую пластическую деформацию. При температуре начала мартенситного превращения происходит пластический микросдвиг, заключающийся в смещении атомов решетке Fe и перестройке ее в решетку Fe (С) в плоскости сдвига и примыкающих к ней областях. В этом случае по обе стороны от плоскости сдвига атомы железа получают дополнительную кинетическую энергию для бездиффузион-ной перестройки кристаллических решеток. [c.155]

Ю с при давлении 17 Ша до 22 10 с при 30 Ша. И в ударных волнах, и в условиях статического сжатия а о е превращение железа происходит по мартенситному механизму. В сущности, при одномерном сжатии в ударной волне мартенситная перестройка кристаллической структуры является одним из механизмов пластической деформации в области превращения. При этом трудно сказать, что является первичным высокая подвижность атомов решетки обеспечийает высокую скорость Превращения или, наоборот, быстрая деформация в этой области возможна благодаря высокой скорости превращения. [c.233]

При когерентном росте кристалла мартенсита накопление энергии упругой деформации решетки может привести к тому, что рост кристалла прекращается еще до разрыва когерентности. Тогда устанавливается термоупругое равновесие между мартенситом и матрицей. Это равновесие смещается в ту или иную сторону с изменением температуры при понижении температуры АРоб возрастает и кристалл растет, пока не установится новое равновесие (или не нарушится когерентность), а при повышении температуры АРоб уменьшается и кристалл будет сокращаться в размерах. Обнаружение термоупругих кристаллов мартенсита можно рассматривать как блестящее подтверждение правильности представлений о когерентности на границе мартенсита с исходной фазой и о ведущей роли соотношения АРоб и AFynp в термодинамике мартенситных превращений. [c.220]

Просвечивающая электронная микроскопия выявила во многих сплавах весьма сложную тонкую структуру мартенситных кристаллов с большим количеством дислокаций и двойников. Такая субструктура может возникнуть двумя принципиально разными путями во-первых, при дополнительной пластической деформации (скольжением или двойникованнем), которая, как показано в 34, является неотъемлемой составной частью механизма мартенситной перестройки решетки, и, во-вторых, при пластической деформации после образования мартенсита из-за воздействия на мартенситный кристалл окружающей упругой среды. В первом случае можно го -ворить о первичной субструктуре превращения, а во втором — о вторичной субструктуре деформации. Соответственно различают понятия о двойниках превращения и деформационных (механических) двойниках. Различить же происхождение субструктуры экспериментально не всегда удается. Обсуждаемые ниже факты рассматриваются в предположении, что мы имеем дело с субструктурой превращения. [c.232]

Эти особенности мартенситного преврашения указывают на то, что оно не связано с диффузионными процессами. Бездиффузионный механизм роста частиц мартенсита заключается в совместном (кооперативном) пе-ремешенни атомов на расстояния, меньшие межатомных, в результате чего и возникает новая кристаллическая решетка. Оказалось, что подобные превращения присущи не только углеродистым сталям, но и другим сплавам железо — никель, медь — алюминий, титановым сплавам и даже чистым металлам — кобальту, литию. Мартенситное превращение возможно в тех случаях, когда более высокотемпературная модификация не имеет возможности превратиться в нпзкоте у1пературную путем обычного диффузионного процесса. Препятствием для этого может явиться значительное снижение температуры и введение чужеродных атомов, т. е. легирование металла. Например, в чистом железе мартенсит не удается получить, но в углеродистых сталях (сплавах железа с углеродом) он появляется при достаточно быстром охлаждении. Повышение прочности металла вследствие мартенситного превращения объясняется образованием пересыщенного раствора (если речь идет о сплаве), возникновением двойников и возрастанием плотности дислокаций из-за упруго-пластической деформации, вызываемой фазовым превращением, выделением из раствора мельчайших частиц карбидов (в случае сплавов с углеродом). [c.103]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...