Субструктура превращения

В ЗТВ в процессе нагрева и охлаждения при сварке, а также в шве при охлаждении получают развитие целый ряд фазовых структурных превращений. Под фазовыми превращениями (переходами I рода) понимают превращения с образованием новых фаз, отличающихся от исходных атомно-кристаллическим строением, часто составом, свойствами, и разграниченных с ними поверхностями раздела (межфазными границами). При образовании новой фазы в ее объеме меняется свободная энергия, скачкообразно изменяются энтропия, теплосодержание и в момент превращения теплоемкость стремится к бесконечности. В связи с этим фазовое превращение сопровождается выделением или. поглощением теплоты. При структурных превращениях (переходах FI рода) происходит перераспределение дефектов кристаллической решетки, легирующих элементов и примесей и изменение субструктуры существующих фаз. Структурные превращения сопровождаются плавным изменением свободной энергии, энтропии и теплосодержания, скачкообразным — теплоемкости, и не сопровождаются выделением теплоты. [c.491]

Сдвиговой характер у- а- и а->-у-превращения приводит к тому, что не только размеры и форма зерен, но н структурные несовершенства внутри зерен, т. е. их субструктура, наследуются новой фазой. [c.545]

Так, имеется четкая корреляция между размерами зерен и субструктурой аустенита, а также продуктом его превращения — мартенситом. [c.545]

В результате первой стадии ТМО в материале создается мелкоблочная структура с высокой плотностью дислокаций, и последующее фазовое превращение происходит уже в пределах созданной субструктуры с сохранением высокой плотности несовершенств и с последующим получением мелкодисперсной конечной структуры материала в новом фазовом состоянии. В частности, стали, закаливающиеся на мартенсит, при ТМО подвергаются деформированию в состоянии равновесного или переохлажденного аустенита, закалке и низкотемпературному отпуску. [c.51]

Стабильность субструктуры, созданной различными режимами обработки, изучали при нагреве в интервале температур 500— 760 С. В исследованных условиях старения в наклепанном при фазовых превращениях металле происходят процессы возврата, рекристаллизации и распада пресыщенного твердого раствора [c.177]

Легирующие элементы, находясь в твердом растворе феррита, затрудняют диффузионные процессы, повышают температуру рекристаллизации, вызывают дисперсионное твердение, формируют в процессе у 4=4 а превращения субструктуру и стабилизируют карбидную фазу. Все эти процессы повышают жаропрочность стали. [c.305]

Субструктура кристаллических веществ определяет многие механические и физические свойства кристаллических веществ и материалов, кинетику фазовых превращений, склонность к коррозии и др. [c.44]

Рис. 68. Схема превращений субструктур [139] ДСС - деформационная субструктура

Основные факторы, влияющие на превращение аустенита на различных этапах охлаждения (в различных областях) состав, гомогенность по составу структура границ зерен субструктура распределение дислокаций в объеме, не связанных в субструктуру плотность свободных дислокаций напряженное состояние. [c.83]

ТМО эффективно повышает комплекс механических свойств сталей и сплавов с мартенситными превращениями, что обусловлено прямым наследованием конечной фазой дислокационной субструктуры исходной фазы измельчением и большей однородностью размеров кристаллов новой фазы равномерным распределением и уменьшением мощности скоплений примесей измельчением и большей однородностью размеров частиц вьщелений при старении и отпуске изменением кинетики превращений. [c.384]

Массивный или пакетный мартенсит характерен для сплавов с 8 и 9% Мп. Субструктура -кристаллов имеет высокую плотность дислокаций и массивные двойниковые прослойки клиновидной и линзовидной формы в поперечном сечении. Кристаллы а-мартенсита, образующиеся непосредственно из у-фазы, имеют плоские границы с одной стороны и нерегулярные граничные поверхности — с другой. Структура массивного а-мартенсита характерна и для сплавов с 8—20% Ni, что свидетельствует об однотипности 7- а-превращения для сплавов на никелевой и марганцевой основах. [c.50]

В точке М н приложенное напряжение должно достичь, значения предела текучести аустенита, чтобы вызвать превращение, и в процесс включается пластическая деформация. При более высоких температурах (в температурном интервале между М° и Мд) напряжение превращения превышает предел текучести аустенита. Напряжение превращения при температуре, близкой к Мц, превышает напряжение, необходимое для осуществления скольжения в матрице. Мартенситное превращение обеспечивается при этой температуре напряжениями, развивающимися в образце за счет пластической деформации. Такая деформация создает необходимую для превращения концентрацию-напряжений, которая и вызывает образование мартенсита деформации. Сдерживающая сила мартенситного превращения определяется упругими характеристиками и пределом текучести собственно твердого раствора, характеризующего силы межатомной связи в кристалле, и структурными параметрами аустенита характером субструктуры, дисперсными выделениями в матрице, плотностью дефектов кристаллического строения, степенью сегрегации примесных атомов на несовершенствах. Выше температуры Мд мартенсит деформации не образуется. [c.95]

Вместе с тем на сплавах системы А1—Ge показано, что эффект сверхпластичности наблюдается при lOO-f-200 мкм [31- 33]. При этом не обнаружено образование субструктуры в процессе деформации. В то же время найдена корреляция между исходной пористостью сплавов, возникающей в результате фазового превращения при нагреве до температуры испытаний, и относительным удлинением в условиях СП течения [32]. Максимум пластичности получен в сплаве А1 — 0,4 % Ge, в котором исходная пористость также достигла наибольшего значения [примерно 0,8 % (объемн.)]. В работе [33] показано, что эффект СП в сплавах А1—Ge обусловлен тем, что пористость способствует развитию комбинации механизмов, характерной для обычных СП сплавов, а поскольку пористость поддерживается на постоянном уровне, она не ведет к разрушению материала. [c.16]

Тщательное изучение структуры и субструктуры стали в процессе нагрева позволило сделать вывод, что большое влияние на размер аустенитного зерна оказывает состояние ферритной матрицы. При медленном нагреве во всем межкритическом интервале а-фаза сохраняет свою ориентировку, что подтверждается данными высокотемпературного рентгеноструктурного анализа (рис. 5, а). При ускоренном же нагреве ориентировка кристаллитов ферритной матрицы наблюдается только в начале превращения (рис. 5, б), а затем происходит рекристаллизация а-фазы, приводящая к дроб- [c.110]

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]

Субструктура может появиться даже в очень чистых сортах железа, например в карбонильном и армко-железе. Особенно часто ее наблюдают в малоуглеродистых сталях с грубым зерном. Границы субзеренной структуры выявляются в форме довольно длинных прожилок или ряда точек, которые подразделяют зерно в виде неравномерной прерывистой сетки. Аммерманн и Корн-фельдт [16] установили, что в зернах, которые возникают при рекристаллизации после холодной деформации, вследствие интенсивного роста кристалла прожилки не образуются. Они появляются только в зернах, которые образуются при у а-превращении при охлаждении. [c.29]

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]

При прямом И обратном мартенситном превращениях в образующемся аустените возникает субструктура с высокой плотностью дефектов, образующих границы достаточно мелких субзерен 20—30 мкм Обратное мартенситное превращение в исследуемых сталях X ар-актер из уется сначала быстрым, почти атерми-ческим ростом количества аустенита, с последующей замедленной аустенитизацией при изотермической выдержке (рис. 12). Для всех [c.42]

Монокристалльная структура ориентации 110 <110> сохраняется до 10—20%-ной пластической деформации [39, 126, 135, 136], но уже при деформац иИ монокристалла ориентации ПО <110> до 20% возникает сильное искажение кристаллической решетки, приводящее к образованию клубков дислокаций [39, 148]. При дальнейшей деформации при прокатке до 80% образуется двухкомпонентная текстура 111 <110>-1--1- 001 <100> [140], что свидетельствует о превращении монокристалла в поликристалл. В материале в этом случае создается ячеистая субструктура [39, 148]. При возникновении ячеистой структуры внутренние области ячеек свободны от дислокаций, а границы или стенки ячеек представляют собой протяженные и широкие дислокационные скопления высокой плотности дислокаций. [c.93]

Юнг и Ратенау [293] обнаружили, что трансформационная деформация пропорциональна объемному эффекту AWF превращения и обратно пропорциональна прочностным свойствам материала при температурах фазового превращения. Механические свойства металла являются струк-турно-чувствительными характергютиками и с изменением упаковки атомов меняются. Естественно ожидать, что с появлением внутренних напряжений, связанных с изменением объема или формы превращенной области, деформация будет неоднородной преимущественно должна деформироваться фаза с более низким сопротивлением деформации. В железе, например, предел текучести аустенита значительно выше, чем у феррита, а скорость ползучести на установившейся стадии при 910° С почти в 200 раз меньше [365]. Поэтому преимущественно при фазовом превращении должен деформироваться феррит. О развитии пластической деформации в момент полиморфного превращения свидетельствуют приведенные выше данные об изменении структуры, связанном с накоплением дислокаций и развитием субструктуры феррита. [c.71]

Субструктура может образоваться, например, в процессе ползучести в результате процесса полигонизации, при нагреве пластически деформированного металла или в результате полиморфного превращения. Рост субзерен без изменения их ориентации в пределах зерна определяет сущность процесса рекристаллизация на месте (in situ), что приводит к увеличению плотности дислокаций в субграницах и приближению их к устойчивым среднеугловым. Образование дислокационных структур границ (дислокационных стенок) при нагреве связано, как указывалось ранее, с уменьшением упругой энергии. Образование субграниц при пластической деформации в результате перестройки дислокаций в полосах скольжения (путем поперечного скольжения или переползания) также приводит к уменьшению энергии. Этот процесс образования субструктуры в результате пластической деформации наблюдается в неталлах с большой энергией дефекта упа.ковк и (т. е. в условиях, когда облегчается перестройка дислокации). [c.80]

Как указывалось ранее, в результате полиморфного превращения в а-железе возникает (ячеистая) дислокационная структура. В работе [183] реытгеноструктурно и электронномикроскопически было показано, что в результате повторных аллотропических превращений в моно- и поликристаллах железа возрастает плотность дислокаций и образуется сложная субструктура. Число циклов, необходимое для достижения такого состояния, зависит от исходной дислокационной структуры. В поликристалле субструктура получается более сложной, чем в монокристалле. Еще более сложная субструктура получается, если цнклиро-ванию подвергать не отожженный, а деформированный материал (рис. 91). Это объясняется как более высокой исходной плотностью дислокаций, так и большим числом центров превращения (возможностью зарождения на границах и субграницах). Таким образом, исходная дислокационная структура а-фазы влияет на конечную структуру феррита, несмотря на многократные переходы что свидетельствует о наличии эффекта памяти . [c.212]

Различие в тонкой структуре мартенсита иногда связывается -с величиной энергии дефектов упаковки. Так, при низкой энергии дефектов упаковки наблюдается образование недвойникового мартенсита, а также е-мартенсита. В некоторых работах подчеркивается связь с низкой энергией дефектов упаковки не мартен- ситной фазы, а продуктов превращения. В результате возникает субструктура с регулярным рядом дефектов упаковки, она наблюдалась в сплаве Си -f 12,2% AI. [c.272]

Для изучения особенностей ос -> -у-превращення в различных условиях нагрева был привлечен высокотемпературный рентгеноструктурный анализ, позволивший регистрировать а- и 7-фазы непосредственно в процессе фазового перехода. Рентгенограммы снимали в железном излучении. При этом фиксировались отражения (2 0) а-фазы и (222) 7-фазы. Исследование вьтолнялось на закаленных сталях, в которых четко регистрировалась внутризеренная текстура [ 106]. Для характеристики изменений, происходящих в сталях при нагреве, проводили фотометрирование текстурных максимумов вдоль кольца. Сопоставление фотометрических кривых одного и того же максимума в исходном (закаленном) состоянии и после съемки при разных температурах позволяет судить об изменении субструктуры а- и 7-фаз. [c.92]

На микро- и мезоуровнях характерным признаком нелинейного поведения деформируемого металла, обладающего пластичностью, является спонтанная перестройка дислокационных субструктур. Внутренним параметром системы, управляющим превращениями субструктур, служит скалярная плотность дислокаций или связанная с ней плотность энергии [c.30]

В работах Коневой, Козлова и др. [11, 35, 137, 139, 148] подробно исследуется превращение между неразориентированной и разориентиро-ванной дислокационными субструктурами, интерпретируемое при этом как кинетический фазовый переход I рода. Для обоснования правомерности такого рассмотрения приводятся следующие аргументы дислокационная подсистема, являясь почти самостоятельной подсистемой деформированного материала, в известной степени автономна [141] превращение происходит через двухфазную смесь двух субструктур [137], так как между участками полосовой и ячеистой субструктур существует граница раздела конечной толщины ( 0,3 мкм). При достижении критической плотности дислокаций (р ) [35,149] экспериментально наблюдается резкое возрастание величины нового параметра дефектной подсистемы (рис. 62). Одновременно происходит переход к новой стадии пластической деформации. [c.89]

Измерения, выполненные на сплаве №зРе, показали, что в координатах средняя скалярная плотность дислокаций (р) — характеристики разориентировки (р , к и др.) все зависимости описываются одной кривой для монокристаллов и поликристаллов с различным размером зерна (рис. 63). Поэтому для дислокационной подсистемы (р) рассматривается как внутренний контролирующий параметр системы. Параметрами превращения являются следующие экспериментально измеряемые величины избыточная плотность дислокаций р+, скорость ее накопления dpjde для ячеистой субструктуры измеряют размер ячеек, ширину их стенок, плотность незамкнутых / и разориен-тированных / гр субграниц, угол разориентировки через субграницу ф [139]. К количественным характеристикам разориентированных субструктур относятся кривизна-кручение решетки (к), плотность изгибных экстинк-ционных контуров, плотность субграниц, плотность микротрещин [148]. [c.90]

Эксперименты, выполненные на поликристаллах Сц—А1 (0,5 5 ат.% А1) и Си—Мп (0,4 6 ат.% Мп) со средним размером зерна 100 мкм, показали, что с ростом <р) в ходе эволюции ячеистой и полосовой субструктур наблюдается следующая цепочка дислокационных превращений хаос — клубки — ячейки без разориентировки — ячейки с разориен-тировкой — полосовая субструктура [148]. [c.90]

Таким образом, каждая вновь образующаяся субструктура ("дефектная фаза") отличается от предшествующей количественными параметрами —-параметрами порядка взаимного превращения пары субструктур [137]. При переходе от неразориентированных субструктур к разориентирован-ной полосовой субструктуре параметры порядка — избыточная плотность дислокаций и локальная плотность субграниц — в зависимости от скалярной плотности дислокаций обнаруживают поведение, характерное для [c.90]

Необходимо также иметь в виду особую роль дислокаций как источников деформации, наводящей ЭПФ [23]. Поля напряжений от дислокационной субструктуры обычно имеют преимущественную ориентировку и в силу этого оказывают ориентирующее влияние на мартенситное превращение. А поскольку дислокации и их построения наследуются в цикле прямое—обратное мартенситное превращение , то ориентированное мартенситное превращение и последующее восстановление формы будут наблюдаться при термоциклировании через температурный интервал мартенситных превращений, т. е. реализуется ОЭПФ. [c.376]

Таким образом, если исходное состояние материала перед термоцик-лированием неупрочненное, то фазовый наклеп быстро развивается в начальных термоциклах. Затем при достаточно высоком упрочнении (достаточно высокой плостности дислокаций) субструктура стабилизируется, а потому прекращается изменение характеристических температур ТИМП. Если же в исходном состоянии сплав существенно упрочнен (дислокационное упрочнение или дисперсионное упрочнение), то дополнительное дислокационное упрочнение при термоциклировании затруднено — в силу повышения дислокационного предела текучести. Повышение плотности дислокаций при ТЦО способствует превращению через промежуточную Л-фазу, действуя аналогично деформационному наклепу. ТЦО после высокотемпературной термомеханической обработки приводит к существенному росту обратимой деформации аустенит-ного ОЭПФ, наведенной ВТМО, в связи с увеличением ориентирующего влияния упругих полей ориентированных кристаллов мартенсита. [c.384]

Субструктура горячего наклепа приводит к существенному снижению ртенситного интервала температура же промежуточного / -превращения врастает. Максимальное реактивное напряжение ведет себя аналогично еделу текучести аустенита (который является естественным пределом активного напряжения). В итоге, силовые характеристики возросли в i раза в присутствии субструктуры горячего наклепа и в 1,5 раза — при намически полигонизованной субструктуре аустенита (рис. 5.21). Максимальная обратимая деформация после ВТМО также возраста-, очевидно, вследствие увеличения разности обычного и фазового еделов текучести и благоприятной текстуры аустенита (см. рис. 5.21). На эквиатомном сплаве влияние ВТМО на свойства меньше из-за на-жения фазового наклепа и заметно только при Гдцф < 700 °С. [c.385]

Морфология и субструктура мартенсита зависят от концентрации углерода и легирующих элементов в аустените, определяющих положение мартенситных точек. У сталей с повышенными точками начала и конца мартенситного превращения образуется реечный (массивный) мартенсит, а с пониженными — пластинчатый, двойникованный мартенсит. [c.381]

Смысл наследования упрочнения, созданного термомеханической обработкой и сохраняюш егося после следующей термической обработки, вытекает из следующего. Высокие механические свойства после ТМО обусловлены повышенной плотностью дислокаций, являющейся результатом сочетания пластической деформации и фазовых превращений, и созданием их определенных конфигураций (фрагментированной субструктуры). Если при термической обработке после ТМО плотность дислокаций не будет заметно уменьшаться и фрагментированная субструктура не исчезнет, то сохранятся и высокие механические свойства. Например, краткий смягчающий отпуск, при котором исключена рекристаллизация, приводит к распаду мартенсита и делает возможной механическую обработку, например, резанием или небольшую деформацию, не вызывает существенного снижения плотности дислокационных структур, так как отсутствует миграция высокоугловых границ, характерная для развития рекристаллизации. Последующий скоростной нагрев под закалку с кратковременными выдержками обусловливает переход сг-фазы с повышенной плотностью несовершенств в -фазу, которая также будет иметь высокую их плотность (по тому же механизму наследования дислокаций, какой наблюдается при переходе из г. ц. к. в о. ц. к. решетку при так называемой прямой ТМО). Здесь применимы основные положения теории структурной наследственности, разработанные академиком В. Д. Садовским (см. т. 2). После заключительной закалки образуется мартенсит, сохраняющий (в той или иной мере) дополнительную насыщенность несовершенствами, а главное — в той или иной мере сохраняющий фрагменти-рованность, что определяет восстановление высоких механических свойств, которые были получены в результате прямой ТМО. [c.452]

При низкотемпературном упрочнении имеет большое значение температура нагрева металла перед деформацией. Аустенит образцов, охлажденных от высоких температур,, претерпевает 7->-е-превращение в более полном объеме соответствующем этой температуре, чем в образцах с двухфазной (e+iV)-структурой, полученной при нагреве от комнатной температуры до температуры деформации. В однофазной у-структуре уровень напряжений, возникающий при одинаковой степени деформации, значительно ниже,, а критическая степень деформации образования -мартенсита выше и составляет 22—25% против 15—16% в двухфазной структуре. Установлено, что для получения благоприятного комплекса свойств двухфазных (е + 7)-сплавов, необходимо нагревать их перед деформацией до аустенит-ного состояния и подвергать теплой деформации при температуре 100—200°С, в интервале образования е-мартен-сита деформации. Важным преимуществом деформации в. аустенитном состоянии является наследование дислокационной субструктуры деформированного аустенита образующимся мартенситом при охлаждении, а также при последующей деформации. При этом субграницы продолжаются из аустенита в мартенсит [2, 68, 155]. [c.125]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...