Двойники превращения

ДВОЙНИКОВ превращения (см. рис. 78). В процессе деформации плотность дислокаций повышается, образуются субграницы. Эти дефекты делят пластины а-фазы на фрагменты (см. рис. 79 и 80). Разориентировка между отдельными фрагментами небольшая, до 1—2° и она незначительно меняется при деформации (см. рис. 80). На рис. 79 и 80 отчетливо видно, что искривление межфазных границ отмечается в месте их пересечения с границами субзерен, двойниками. Наряду с этим наблюдается смещение фрагментов пластин а-фазы относительно друг друга. Такие изменения внутризеренной структуры наблюдаются во всем диапазоне исследуемых скоростей. Какие же факторы обусловливают преобразование микроструктуры в сплаве [c.194]

Ni с увеличением содержания никеля ширина этой зоны возрастает, пока все сечение мартенситной пластины не становится занятым двойниками превращения. [c.233]

Поскольку субструктура и габитус кристалла зависят от характера дополнительной деформации при мартенситном превращении (см. 34), то естественно, что форма кристаллов мартенсита, их плоскость габитуса и субструктура взаимосвязаны. Так, в сплавах системы Fe—Ni отклонение габитуса от плоскости - 3, 10, 15, наблюдаемое при снижении содержания никеля от 33 до 30%, сопровождается уменьшением плотности двойников превращения в пластинах мартенсита и ширины зоны этих двойников, а сами пластины становятся менее линзообразными и более зазубренными. Усложнение субструктуры пластин при отклонении габитуса от плоскости] 3,10, 15 д указывает на усложнение характера дополнительной деформации при мартенситном превращении. [c.233]

Двойники превращения 232 Деформация Бейна 222 [c.397]

Магнитное железо от немагнитного а-железа нельзя отличить путем теплового травления. При превращении Аз вследствие объемного изменения образуется рельеф. В результате образования двойников у-железо можно отличить от а-железа. После протравливания в азотной кислоте при комнатной температуре становятся отчетливыми обе фазы, после этого шлиф подвергают тепловому травлению выше превращения Аз в токе водорода. У возникающих зерен у-железа обнаруживают двойники и сильную шероховатость. [c.21]

Если дополнительная деформация представляет собой двойниковый сдвиг по одной из плоскостей 112 м или скольжение вдоль этой же плоскости, то мартенситная пластина будет иметь плоскость габитуса, близкую к 259 - Подтверждением теории могут быть наблюдаемые с помощью электронного микроскопа очень тонкие двойники в фольгах сплавов на железной основе, в которых прошло мартенситное превращение [247]. [c.267]

Возможно ли упрочнение мартенсита после превращения у- а за счет процессов, происходящих внутри твердого раствора, в частности за счет образования зон, обогащенных примесями внедрения, подобно тому как это происходит при старении (в начальной стадии распада) Отмечалось неравномерное распределение примесей внедрения в мартенсите, но форма сегрегаций не была установлена [267]. Отмечалось также старение мартенсита при низких температурах и после кратковременной выдержки (секунды) при 0° С. Известно повышение твердости на ранних стадиях отпуска высокоуглеродистой стали. Зарегистрировано увеличение на 15% электросопротивления эвтектоид-ной стали ( 1% С) за первые 3 сек отпуска при 200° С. Электронномикроскопические исследования не обнаруживают при этом изменения микроструктуры. Важную роль при старении, как указывалось ранее, могут играть дефекты структуры, являющиеся местами предпочтительной сегрегации атомов углерода, Высказывалась точка зрения о том, что упрочнение мартенсита связано с процессом сегрегации примесей внедрения, возможно на двойниках, даже при 0° С, хотя некоторые [c.334]

Способность восстанавливать исходное энергетическое состояние, обусловленное дефектами кристаллического строения, характерна для высокотемпературной фазы перед прямым мартенситным превращением. Лихачевым и др. [398] отмечено, что при обратном мартенситном превращении возможно наследование полных дислокаций, если унаследованная дислокация может легко преобразовываться в дислокации новой структуры. Наследование частичных дислокаций, дефектов упаковки и двойников затруднено. Это означает энергетический запрет практически на любые пути обратного мартенситного превращения, кроме "только назад". В этом случае исчезают аккомодационные двойники, так что наличие в структуре мартенситных частичных дислокаций обеспечивает кристаллографическую обратимость мартенситного превращения и полное восстановление формы. [c.250]

В (27) АФо зависит от температуры и напряжений. Ее величину удается рассчитать, если известны основные термодинамические характеристики фазового превращения. Сила в (27) направлена вдоль нормали в сторону фазы с меньшим термодинамическим потенциалом, равна нулю для границ разориентации и механических двойников. Шри прорастании так называемых химических двойников — мартенсита напряжения при неинвариантной решетке — она отлична от нуля.) [c.181]

Если движущая сила недостаточна для спонтанного превращения или даже имеет противоположный знак, мартенсит можно получить иногда за счет извне приложенных напряжений. Структурное превращение является в этом случае своего рода механической деформацией, подобной механическому двойникованию. Форма механических двойников очень похожа на форму мартен-ситных пластин, и формально двойникование можно рассматривать как превращение, при котором отсутствует химическая движущая сила. В некоторых сплавах температура, при которой начинается вызванное напрян<ениями превращение при охлаждении (точка Ма), равна температуре, при которой начинается вызываемое напряжениями обратное превращение это показывает, что температура Ма приблизительно равна той температуре, при которой равны объемные свободные энергии исходной и конечной фаз. [c.312]

Наиболее удобным объектом для изучения мартенситного превращения является превращение в монокристалле, происходящее путем движения плоской границы раздела от одного конца кристалла к другому. В этом случае отсутствуют осложнения, обусловленные аккомодационными напряжениями, и возникают условия, благоприятные для проведения сравнения с точными предсказаниями кристаллографических теорий. Такого рода превращения легко наблюдать в сплавах золото — кадмий и индий — таллий превращения в обеих системах характеризуются довольно малым изменением формы. В обоих случаях конечная фаза представляет собой пакет тонких двойников, которые видны в оптический микроскоп несколько позади границы раздела и не видны в непосредственной близости от нее. По-видимому, на поверхности раздела образуются в соответствии с предсказаниями кристаллографической теории очень тонкие двойники, которые сливаются затем [c.325]

Образование у-фазы по краям мартенситных пластин на границе с остаточным аустенитом заставляет полагать, что и воздействие ориентации остаточного аустещгта при восстановлении тоже играет существенную роль. Кроме этого, ограничение возможных ориентаций при нагреве хорошо объясняется представленным в предьщушей главе расчетом ориентированного зарождения у-фазы на границе двойников превращения а-мартенсита. [c.71]

Рассмотрим более подробно ориентировки невосстановленного аустенита. Наряду с относительно крупными невосстановленными у -кристаллами (см. рис. 3,3, а) в структуре имеются более дисперсные участки иначе ориентированного аустенита (рис. 3.4 а), соизмеримые с мартенситными двойниками превращения. По электро-нограмме, направлению следов и темнопольному изображению в отмеченном рефлексе (см. рис, 3.4) была определена двойниковая ориентация этих у-кристаллов по отношению к остальному, восстановленному аустениту (оси зоны матрицы и двойника 111С.]у, плоскость двойникования (111)у). Этот результат не является неожиданным и известен из работы [19]. [c.71]

На рис. ЗД2 представлено изображение этих кристаллов, дана электронограмма и схема ее расшифровки. Тонкие у-пластины представляют собой чередующиеся полосы с двумя взаимно двойниковыми ориентациями с плоскостью двойникования [ 111] (оси зон матрицы и двойника [110] ), предсказываемыми расчетом ([73 ]), для мартенситных ориентационных соотношений при а- у превращении в двойникованном мартенсите. Электронограмма от двойникованного аустенита (см. рис. 3.12, а) похожа на электронограмму от мартенситных а-двойников превращения [611. Кроме рефлексов от матричных и двойниковых областей аустенита, имеются экстрарефлексы, и тяжи в направлении типа <111>, перпендикулярном плоскости двойникования. [c.81]

Когерентное зарождение аустенита на границах мартенситных двойников превращения накладывает свои ограничения на его ориентацию если а - у превращение при нагреве происходит с выполнением промежуточных ориентационных соотношений и образующаяся у-фаза ориентационно связана одновременно с двумя соседними а-кристаллами, то вместо 48 расчетных у-ориентировок возможно формирование только двух - исходной, существовавшей до цикла у а у, и двойниковой по отношению к ней с плоскостью двойникования типа 111 Параллельные у-двойники, создающие впечатление внешне однонаправленной полосчатой структуры и образующие- 8 [c.88]

Как спедует из работ 153, 1811, пластическая деформация со степенью обжатия более 80% приводит к существенному увеличению плотности дислокаций в мартенсите и устранению тонких двойников превращения. В структуре деформированного сплава, подвергнутого быстрому нагреву дл11 осуществления а - у гфевращения, обнаруживаются только дисперсные глобули у-фазы [1811. Однако при малых скоростях нагрева прослеживается 1ЛДогостадийность процесса образования аустенита [138]. [c.96]

A) [309]. Цементит и кубический карбид МоС выделяются в мартенсите в виде строчек мелких равноосных частиц, расположенных по границам перестроившихся двойников превращения (см. рис. 8.3). При медленном нагреве до 700 0 в остаточном аустените наблюдаются дисперсные выделения кубиче< кого карбида МоС и гексагонального карбида М02С (а = 3,002 А, q = [c.233]

В метастабильных аустенитных сплавах Fe-Ni- , имеющих мар-тенситяую точку около -SOf-lOO , при охлаждении до-196°С также образуется линзовидный мартенсит, содержащий двойники превращения. Обратное а- у превращение при быстром нагрёве происходит аналогично превращению в сплавах Fe-Ni, [c.240]

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]

Превращение А- М возможно при температуре выше под действием напряжений. При этом реализуется второй механизм превращения, который получил название псевдоупругость. На рис.6. И схематически показаны кривые напряжение-деформация, полученные при различных температурах испытания для образцов, в которых происходит псевдоупругое превращение. Форма кривых для различных соотношений температур Гдеф, As, Af, обозначенных на рисунке, существенно различается. При Af T, т. е. в состоянии аустенита, после упругой деформации исходной фазы происходит пластическая деформация, которая оказывается обратимой. Такая деформация называется псевдоупругой, или псевдоупругостью превращения. На рис.6.11,г до ( ) А происходит упругая деформация исходной фазы (аустенита), от А до В идет мартенситное превращение. В интервале температур Тдеф< Mf материал содержит только мартенситную фазу, поэтому пластическая деформация происходит путем перемещения дислокаций или двойников внутри мартенситной фазы и поглощения одних мартенситных областей другими. [c.292]

Наклепываемые кобальтовые сплавы из семейства многофазных обладают несколько более сложной микроструктурой. Эти сплавы упрочняются в результате инициированного деформированием превращения аустенитной у-матрицы (г.ц.к.) в е-фазу (г.п.), и одновременно выделения интерметаллических соединений типа фазы Лавеса OjMo или упорядоченной 03AI по поверхностям раздела г.ц.к. — г.п. и границам двойников. Режим термической обработки ограничен требованием сохранения наклепа на уровне, обусловленном тем или иным видом применения сплава и заданным уровнем механических свойств иными словами, температуру превращения превышать нельзя. Недавние усовершенствования [25] обеспечили кобальтовому сплаву при 704 °С такие механические свойства, что он стал конкурентноспособным по отношению к популярному никелевому сплаву Waspaloy. [c.197]

Мартенситное превращение сопровождается изменением формы превращенной области, что проявляется в образовании рельефа на плоской поверхности образца. Движение межфазной поверхности при мартенситном превращении по своему характеру близко к распространению двойниковых границ. В обоих случаях перестройка решетки осуществляется перемещением частичных дислокаций (трансформационных или двойникующих) вдоль межфазной поверхности. Вследствие этого скорость роста мартенситных кристаллов велика и мало чувствительна к изменению температуры. Со сдвиговым характером перестройки решетки связано и образование многочисленных дефектов кристаллической решетки Б мартенситной и исходной фазах. Дефекты являются следствием пластической релаксации упругих напряжений, возникающих в связи с изменением формы превращающейся области. Мартенситные превращения называют также превращениями с изменением формы [1191. [c.31]

Известно, что термоциклирование легированных сталей в интервале температур, в котором происходит сдвиговое полиморфное превращение, приводит к накоплению дефектов атомно-кристаллического строения. Так, многократные мартенситные превращения используют для упрочнения мартенситно-стареющих сталей [187]. Основной вклад в упрочнение вносит прямое мартенситное превращение. Образующаяся при нагреве фаза у лишь наследует большую часть дефектов мартенсита. О наследовании дефектов при трансформации упаковок сообщалось в работах [124, 387], и на нем основаны некоторые виды термомеханической обработки [40]. Сохранение дефектов кристаллического строения становится возможным благодаря необратимости прямого и обратного мартенситных превращений. После нескольких термоцнклов в никелевой стали накапливаются дислокации, дефекты упаковки, двойники, субзеренные границы, вследствие чего она упрочняется так же, как и после холодной деформации с обжатием на 30—50% [50]. Аналогичные данные имеются и для марганцовистой стали [165]. [c.55]

Двойники тем тоньше, чем больше деформация, при мартен-ситиом превращении. По мере удаления от поверхности раздела двойники становятся более широкими (наблюдалось с помощью оптического микроскопа для In — Те и других сплавов). [c.270]

Сверхупругие материалы и сплавы с памятью формы представляют собой пример модели материалов с неравновесной структурой, отвечающей II уровню неравновесности. Особенность этого класса сплавов состоит в наличии в их структуре термоупругого мартенсита, определяющего лидирующий механизм деформации — деформацию превращения. Она осуществляется с помощью двойникующих дислокаций, являющихся частичными дислокациями (для них вектор Бюргерса Ь не равен какому-либо параметру решетки). Двойникующие дислокации (дислокации превращения), в отличие от полных дислокаций, исчезают после снятия нагрузок, обеспечивая возврат сплава к исходному состоянию. [c.248]

Важное значение в эффекте памяти формы отводится структурно-наследственным явлениям, которые при мартенситных превращениях не тривиальны. Установлено, что в новой фазе в границах раздела фаз в силу геометрического фактора возникают дислокации с несвойственными для данной структуры векторами Бюргерса. Если дислокация в мартенситной фазе имела вектор Бюргерса 6о> то в продукте реакции он равен Ь = Ьо(1 + D), т.е. приобретает добавку АЬ = ОЬ , где D — величина дис-торсин. Их появление энергетически невыгодно, что затрудняет прямое мартенситное превращение. Обратное мартенситное превращение, осуществляющееся по принципу "прямо назад" по отношению к прямому, восстанавливает и исходную структуру, и плотность энергии. Если реакция идет по новому ориентационному пути, то полный цикл превращения исходная решетка — продукт реакции — исходная решетка должен сопровождаться ростом упругой энергии, что крайне не выгодно. Кроме того, мартенсит, как правило, содержит аккомодационные двойники, в то время как в аустените они отсутствуют. Если обратная реакция идет по схеме "точно назад", она требует такой же аккомодации, что и прямая реакция, хотя и с обратным знаком. Поэтому продукт превращения не наследует аккомодационных двойников мартенсита. [c.251]

Другие структурные аспекты материалов с памятью формы рассмотрены в [40 - 08]. В качестве структурных ансамблей исследуются двойники, трехмерные сетки частичных дислокаций с дефектами упаковки между ними и трехмерные сетки парных сверхдислокаций, соединенных антифазными границами. В работе [407] проводится аналогия между сплавами с памятью формы и полимерами, обладающими памятью формы. В полимерах роль таких ансамблей выполняют цепи из мономерных молекулярных единиц. Степень восстановления формы в полимерах определяется степенью порядка таких цепей и их протяженностью. Стабильность ансамбля как в сплавах, так и в полимерах зависит от взаимодействия конкурирующих факторов — полей упругих напряжений от дефектов решетки и процесса релаксации напряжений, сопровождающего мартенситное превращение. [c.251]

Двойникование. Двойникование наряду со скольжением также один из способов пластического формоизменения . (Кроме того, двойники возникают, например, при рекристаллизации — см. 1.10.3, при полиморфном превращении.) При воздействии определенного напряжения течения участок решетки как бы опрокидывается, представляя собой зеркальное изображение смеж- [c.93]

Характеры разрушения железа и малоуглеродистой стали в основном подобны. При —196°С микротрещины скола образуются практически в любом месте структуры. При 0°С зарождение трещин происходит только на наблюдаемых дефектах структуры включениях, границах зерен, двойниках. Развитие разрушения при указанных температурах связано с образованием полостей в зонах интенсивного растрескивания и их слияния в небольшие микротрещины. При температуре 400 °С зарож ение разрушения в железе происходит на выделениях цементита, в стали Ст.З — на сульфидных включениях. Растущие повреждения имеют форму вязких микротрещин. При температуре 800 °С (см. рис. 5.11, а) трещины в железе зарождаются на выделениях и включениях в феррите, в стали Ст.З — в основном на сульфидных включениях. Процесс разрушения становится более вязким, т. е. сопровождается значительными местными пластическими деформациями. В железе начинают образовываться микроразрушения в виде сферических пор. Для стали 12Х18Н10Т при всех температурах испытания повреждения в виде пор концентрируются на карбидных включениях путем отделения матрицы материала от включения. При температуре —196°С наблюдается (см. рис. 5.11,6) образование мартенсита во всем объеме образца. При 0 °С мартенситное превращение происходит лишь [c.154]

При микроударном воздействии большое влияние на скорость развития трещин оказывают фазовые превращения и структурные изменения, протекающие в микрообъемах металла. Процесс тре-щинообразования разных по составу и структуре сталей имеет свои особенности. Так, в углеродистой стали (0,3% С) при наличии в структуре механической смеси (феррит + перлит) трещины имеют большую протяженность (рис. 75, б). В сталях этого типа трещины развиваются как по границам, так и внутри зерен. Главным образом трещины появляются в структуре феррита, окружая и изолируя большие группы зерен перлита и феррита, в результате чего металл быстро разрушается. Трещины такого типа чаще образуются в гетерогенных сплавах и реже в сплавах с гомогенной структурой. В аустенитных сталях трещины имеют небольшую протяженность и развиваются в основном по плоскостям скольжения, а при наличии грубых и непрочных границ (в крупнозернистой структуре) — главным образом по границам зерен и двойников. [c.118]

В совершенной структуре при движении полностью когерентной поверхности раздела в нормальном к ее поверхности направлении возникают все те проблемы, с которыми приходится иметь дело при росте совершенного кристалла из пара. Предположим, что небольшая часть поверхности раздела продвинулась вперед на расстояние, равное одному периоду решетки. Ступенька на поверхности раздела, окружающая этот выдвинувшийся вперед участок, будет обладать повышенной по сравнению с остальной поверхностью раздела энергией, и возникновение этой энергии препятствует росту. Формально ступеньку можно рассматривать как дислокационную линию особого вида (дислокация превращения или двойникующая дислокация) с вектором Бюргерса,. равным произведению высоты ступеньки на вектор смещения деформации с инвариантной плоскостью при превращении решетки (фиг. 22). Энергия ступеньки соответствует линейному натяжению дислокации, и в отсутствие достаточно высоких напряжений ступенька будет сокращаться, возвращая поверхность раздела к ее исходному положению. Напряжения могут создаваться химической движущей силой или извне приложенными напряжениями при фиксированном эффективном напряжении ступенька будет развиваться только в том случае, если она имеет достаточно малую кривизну. Таким образом, в данном случае существует механизм двумерного зарождения, и, как только площадь уступа достигает размера, за которым может начаться его самопроизвольное развитие, граница раздела продвигается вперед на высоту уступа. Следует отметить, что, хотя ступенька перемещается по плоскости [c.323]

В качестве возможного объяснения того, почему простые теории не для всех превращений приводят к совпадению с экспериментальными результатами, был предложен сдвиг при инвариантной решетке, происходящий по иррациональным плоскостям или направлениям, однако прямых данных о существовании таких более сложных поверхностей раздела очень мало. Гипотезы двой-никования в сочетании с предположением о том, что оба двойника имеют эквивалентные ориентационные отношения с матрицей, часто требуют, чтобы направление двойникования было иррациональным, и это предсказание теории было подтверждено экспериментально в случае превращения кубической фазы в ромбическую в сплавах золото — кадмий. Однако, в то время как дислокационная модель допускает образование скользящей поверхности раздела из различных систем дислокаций, представляется маловероятным, чтобы такая поверхность могла образоваться из сочетания разных систем двойников. [c.332]

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]

Сванн и Уорлимонт [56] показали, что некоторые продукты мартенситного превращения содержат не двойники, а скорее пачки дефектов упаковки. Эти дефекты могут образовываться (при условии, что энергия дефектов упаковки достаточно мала) дислокационными поверхностями раздела, в которых отдельные векторы Бюргерса являются векторами частичных дислокаций возникающей структуры. [c.332]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...