Гистерезис мартенситный

Рис. 1.81. Гистерезис мартенситного превращения

В соответствии с современными представлениями следует различать (при значительных содержаниях N1) превращение при охлаждении и нагревании. При охлаждении превраш,е-ние лежит ниже, чем при нагревании, но это не связано с гистерезисом превращений. При охлаждении превращение у->а происходит по мартенситному типу без изменения концентрации. При нагревании превращение а- у происходит по обычным законам превращения твёрдых растворов. [c.328]

Таким образом, протекание обратного мартенситного превращения требует температурного гистерезиса, о чем мы указывали ранее, когда рассматривали результаты исследований свойств сплавов с ЭПФ. [c.303]

На рис. 1.4 показано [3] изменение электросопротивления при прямом мартенситном превращении и обратном превращении в сплавах Ре — 30 % (ат.) N1 и Аи — 47,5% (ат.) Сс1. Температурный гистерезис превращения в сплавах РеМ очень большой — 400°С. В сплавах же Аи—Сс) температурный гистерезис превращения очень мал 15°С. [c.14]

Рис. 1.4. Температурный гистерезис превращения при атермическом (Ре — N1) и термоупругом (Аи — Сс1) мартенситном превращении ( 3 ]

В табл. 1.1 приведен состав сплавов, в которых происходит термоупругое мартенситное превращение и наблюдается эффект памяти фор>-мы. Здесь же указаны температура М , температурный гистерезис превращения, изменение кристаллической структуры, наличие или отсутствие упорядоченной структуры, объемные изменения. За некоторым исключением, указанные выше условия выполняются почти для всех сплавов. Сплавь , составляющие исключение, имеют неупорядоченную структуру, однако соответствие решеток при превращении у них, как показано ниже, такое же, как и в упорядоченных структурах. [c.16]

Из анализа зависимости электросопротивления от температуры ясно, что мартенситное превращение // /// при нагреве и охлаждении является классическим фазовым переходом первого рода, характеризующимся температурным гистерезисом. Превращение / // является почти обратимым и близко к фазовому переходу второго рода. С помощью рентгеновского дифракционного исследования при разных температурах обнаружено, что при понижении температуры пик (110) 2 расщепляется на два пика, причем пики фазы / и фазы II никогда не наблюдаются одновременно. Это показывает, что описываемое превращение отличается от обычного мартенситного превращения. [c.61]

Не демпфирующую способность материала при циклическом деформировании оказывает влияние наложение деформирования другой частоты, причем это влияние существенно зависит от соотношения частот и амплитуд напряжений основных и сопутствующих колебаний и угла сдвига фаз. Наложение внешнего магнитного поля сказывается на уровне демпфирующей способности материалов, обладающих магнитомеханическим гистерезисом. Это, в основном, ферромагнитные стали мартенситного и мартенситно-ферритного классов. Достаточно сильное внешнее магнитное поле вызывает уменьшение, причем довольно существенное, уровня демпфирующих свойств материалов. [c.328]

А) Мартенситные стали. В) Литые высококоэрцитивные сплавы. С) Материалы с широкой петлей гистерезиса. D) Материалы с малым значением коэрцитивной силы. [c.132]

Повышение содержания марганца приводит к резкому понижению мартенситной точки М (см. рис. 13). Гистерезис прямого и обратного мартенситных превращений значительный и увеличивается от 120 до 330 °С при повышении концентрации марганца, вследствие возрастающего искажения кристаллической решетки [44]. [c.46]

Поиски способов, позволяющих придать железоникелевым и железомарганцевым сплавам свойство обратимого формоизменения со значительной величиной деформации и малым температурным гистерезисом, были предприняты в работе [170]. При этом изучали железоникелевые сплавы, содержащие от 24 до 33% Ni, с добавками молибдена (5%) и железомарганцевые сплавы, содержащие 18 и 80% Мп, легированные никелем (5%). Исследование проводили на плоскопараллельных пластинах толщиной 0,1—3,0 мм, шириной 3—10 мм, длиной 10—100 мм. Пластины подвергали двум способам обработки. В первом случае пластину изгибали в дугу при температурах, близких к температуре начала мартенситного превращения. При нагреве происходило восстановление ее формы, а при понижении температуры ее форма самопроизвольно приближалась к той, которая ей была придана в результате деформации (прямая при комнатной температуре, дуга — при пониженных температурах). Во втором случае, операция придания пластине исходной формы осуществлялась при повышенных температурах, а при пониженных температурах, близких к Мн, форма пластины восстанавливалась до первоначальной (прямая при комнатной температуре, дуга — при повыщенных температурах). Термоциклирование проводили в интервале температур ( —196)-ь (300) °С. [c.145]

Значительное место главы 2 уделено исследованию макроструктуры мартенсита в ходе реконструктивного превращения ( 7 главы 2). Анализ экспериментальных данных в п. 7.1 указывает на существенно неравновесный характер такой структуры, наиболее ярко проявляющийся в сложном строении петли гистерезиса. Показано, что использование теории Ландау при описании мартенситного превращения требует учета дально-действующих упругих полей, наличие которых приводит к фрактальной зависимости термодинамического потенциала от параметров макроструктуры (п. 7.2). В свою очередь, такая зависимость является отражением иерархического соподчинения элементов мартенситной структуры, относящихся к различным уровням. В результате ее изменение изображается движением по двумерному иерархическому дереву (п. 7.3). Использование такого представления позволяет понять особенности акустической эмиссии в ходе превращения. Количественная картина, развитая в п. 7.4, объясняет дефект модуля мартенситного кристалла и природу эффекта памяти формы. Показано, каким образом процесс пластической деформации сказывается на мартенситном превращении. [c.10]

При низких температурах (ниже 0° С) -фаза претерпевает мартенситное превращение, приобретая ромбическую структуру [7]. В сплаве, содержащем 47% (ат.) d, это превращение начинается при —133° С. Температура начала мартенситного превращения Мц постепенно понижается с увеличением содержания d вплоть до 50% (ат.). Мартенситное превращение носит обратимый характер гистерезис составляет около 20 град. Холодная обработка как -, так и мартенситной фаз приводит к образованию г. к. структуры. [c.26]

Необходимо отметить, что в соответствии с [35, 44], а —ю превращение, будучи мартенситным, облегчается действием сил сдвига. В условиях статического сжатия сдвиговые деформации уменьшают гистерезис, так что как прямое, так и обратное превращения происходят практически при одном и том же давлении = 2 ГПа [35]. Одномерное ударное сжатие сопровождается высокими сдвиговыми напряжениями. По-видимому, медленный фазовый переход вызывает появление точки перегиба на уровне 2,25 ГПа в случае слабой волны сжатия, и это давление, близкое к точке превращения при наличии сдвига в статических условиях, соответствует началу фазового перехода при ударном сжатии. Вероятно вследствие сдвигов при разгрузке происходит обратное превращение и поэтому ю-фаза не наблюдалась в сохраненных образцах. [c.242]

Аналогично пластическая деформация мартенсита вызывает обратное мартенситное превращение в области температур ниже точки Ли вплоть до некоторой температуры Лд, которая на какую-то величину превышает температуру Го (см. соответствующие точки на рис. 121). Сближая температуры начала прямого и обратного превращений, пластическая деформация позволяет экспериментально оценивать температуру метастабильного равновесия фаз одинакового состава. Если тепловой гистерезис все еще остается большим, то м жно принять, что Го = /2 (Mд-f Лд). [c.217]

Образование структуры мартенсита характеризуется температурами начала М ) и конца (Мк) мартенситного превращения. Эти температуры достаточно слабо зависят от скорости изменения температуры. Мартенситное превращение часто носит обратимый характер. Имеет место заметное несовпадение температур обратного и прямого превращений гистерезис) (рис. 1.81). [c.122]

В титане полиморфное превращение по мартенситной кинетике реализуется значительно легче, чем в железе. Это обусловлено существенно меньшим объемным эффектом превращения и более высокой температурой рекристаллизации титана в сравнении с железом. Гистерезис превращения в титане составляет около 30°. Возможность протекания полиморфного превращения в чистом (йодидном) титане по нормальной кинетике прямым путем пока еще не установлена, несмотря на то, что при температурах, близких к температуре превращения, объемная скорость роста а-фазы весьма мала. Трудности изучения этого вопроса заключаются в том, что при закалке не удается зафиксировать высокотемпературную фазу, а структура а-фазы оказывается ориентированной по отношению к р-фазе и имеет вид зазубренных образований [3]. В то же время известно, что полиморфные превращения, протекающие по нормальной кинетике, также могут иметь ориентированный характер [1]. [c.22]

В отличие от превращений диффузионного типа характерной чертой мартенситных превращений является наличие гистерезиса, величина которого должна быть численно равна разности Мартенсит- [c.31]

В сплавах с большим температурным гистерезисом мартенситного превращения наблюдается лишь частичное восстановление формы. К таким сплавам можно отнести N6 — N1, Ге — Мн, нержавеющую сталь и др, В них уже небольшие противодействующие напряжения исключают восстановление формы. Это связано с тем, что, во-первых, мартенситные фазы в этих енлавах обладают высокой симметрией, что допускает протекание обратного превращения по путям, отличным от прямого превращения. Во-вторых, образование мартенсита даже в отсутствие напряжения в этих сплавах сопровождается необратимым процессом возникновения и перемещения полных дислокаций. [c.527]

Представленная синергетическая картина позволяет естественным образом интерпретировать особенности мартенситного превращения, если учесть, что отклонение от равновесия, приводящее к росту доли п перестроенных атомных конфигураций, отвечает образованию аустенитной фазы, т. е. обратному мартенситному превращению. Это означает, что исходное неупорядоченное состояние е = О представляет мартен-ситную фазу, а упорядоченное б = — аустенитную. При понижении температуры происходит прямое превращение, точка Т — начала которого фиксируется условием п (Т) = отвечающим равенству синергетических потенциалов мартенситной и аустенитной фаз (кривая 3 на рис. 7 а). Безактивационное мартенситное превращение происходит при более низкой температуре, обеспечивающей условие п (Т) = п (см. равенство (1.43)), при котором пропадает минимум синергетического потенциала (кривая 2). Как видно из рис. 7 б, при обратном повыщении температуры от значений Т < М,- наблюдается гистерезис мартенситная фаза становится неустойчивой при гораздо большем значении Т > М , отвечающем условию п Т) = та (см. (1.44)). Наличие упругих напряжений приводит к тому, что условие равновесия фаз п Т) = выполняется не при одной температуре, а в интервале от до. Действительно, упругие напряжения дают положительный вклад в синергетический потенциал (1.42), так что кривая зависимости К(е) на рис. 7 7 идет выше той, что отвечает условию п (Г) = в их отсутствие, в связи с чем касание с осью абсцисс требует дополнительного охлаждения. При дальнейшем вьщелении мартенситной фазы упругие напряжения снова возрастают, температура фазового равновесия становится еще меньше и т. д. — до точки, где мартенситная фаза заполняет весь объем. [c.125]

С = (254-30) ГПа, коэффициент Пуассона д = 0,224-0,3 при обратном мартенситном превращении может быть реализована деформация до 8%, температурный гистерезис превращения АГ п = (154-50) °С никелид титана хорошо демпфирует колебания, логарифмический декремент колебаний Д= (14-2)10" [c.290]

Вейман с сотрудниками предположили, что указанная фаза с несоразмерной структурой соответствует состоянию, когда сосуществуют волны зарядовой плотности трех типов, имеющие волновые числа 1/3 - НО , 1/3 111 и 1/3 12lj>. При превращении фазы с несоразмерной структурой в фазу с соразмерной структурой происходит расщепление рефлексов (111) и (110) вследствие тригональных искажений фазы В2 в направлениях (111). Эти тригональные искажения изменяются в зависимости от Т, однако при их возникновении и исчезновении имеется температурный гистерезис. Ясно, что рассматриваемое превращение является превращением первого рода. Рефлексы типа 1/3 при этом точно соответствуют положениям 1/3. При понижении Т появляется моноклинная мартенситная фаза. Полностью процесс превращения в этих сплавах описывается последовательностью исходная фаза->несоразмерная фаза (кубическая) -> соразмерная фаза (тригональная) -> мартенситная фаза (моноклинная). Температура начала превращения несоразмерной фазы в соразмерную М <М на 5—10°. Однако обычно промежуточную фазу рассматривают, не разделяя на области несоразмерной и соразмерной фаз, а температуру превращения обозначают M g. Тем не менее поверхностный рельеф, обусловленный промежуточной фазой, возникает при более низкой Mg. [c.64]

Пусть теперь пластину при низкой температуре подвергают пластическому изгибу и затем внешнюю нагрузку снимают. В пластине при этом сохраняются остаточные деформации и остаточные прогибы (на рис. 4.5.8 - справа внизу). При нагревании до температуры сплав остается в мартенситной фазе и деформированное состояние пластины не изменяется. При Т — А . начинается обратное превращение мартенсита в исходную (высокотемпературную) фазу, которое завершается в точке Т = А . Между температурами прямого и обратного тереходов М и имеется, как правило, ярко выраженное различие — А (гистерезис). [c.248]

Должна быть обеспечена термоупругость мартенситного превраще-1ИЯ при деформации СПФ. Для этого необходимо сочетание малой личины термодинамической движущей силы мартенситного превраще-1ИЯ (малый температурный гистерезис превращения) с предмартенсит-ibiM размягчением решетки аустенита (резким уменьшением модулей ттругости) и относительно небольшими сдвиговой и объемной деформациями превращения. Тем самым будет обеспечено отсутствие обыч-юй пластической деформации и сохранение когерентной связи реше-ок исходной и образующейся фаз и между соседними кристаллами мартенсита в ходе и по завершении превращения, наведенного напряжениями. [c.375]

К понижению начала и конца превращения и к увеличению гистерезиса между прямым и обратным превращениями. При закалке а-фаза образуется в железомарганцевых сплавах, содержащих всего 3— 4% Мп 20]. При более высоком содержании марганца мартенситные превращения протекают и при медленном охлаждении, а также в процессе холодной деформации сплавов. В сплавах, содержащих 10— 14,5% Мп, из аустенита образуется как ферромагнитный а-мартенсит (ОЦК), так и парамагнитный е-мар-тенсит (ГПУ). В сплавах с концентрацией марганца 14,5—27% 7-раствор становится устойчивым к образованию а-фазы и превращение начинается в области отрицательных температур, причем наблюдается только 7 8-превращение. [c.26]

Упругая энергия сдавленной матрицей мартенситной пластины может быть очень большой, и превращение при охлаждении высокотемпературной фазы не может начаться вплоть до того момента, пока химическая движущая сила не превзойдет упругую энергию. Так как при этом возможны другие превращения, происходящие путем образования зародышей и их роста, которые развиваются при значительно меньших значениях движущей силы, то часто мартенсит можно получить лишь при быстром охлаждении от температуры, превышающей температуру превращения. Мартенситное превращение обычно начинается при некоторой температуре Ms, зависящей от предшествующих механической и термической обработок и от размера зерна и не зависящей от скорости охлаждения. В сталях химическая движущая сила в точке Ms составляет около 300 калIмоль, в случае же превращений с малым изменением формы химическая движущая сила значительно меньше этой величины. Большая величина движущей силы отвечает большому температурному гистерезису между превращением при охлаждении и обратным превращением при нагреве. [c.312]

Обратный переход мартенсита в у-твердый раствор при нагреве может совершаться как по метастабильной, так и по равновесной диаграмме состояния. При быстром нагреве, при котором а - у превращение идет по метастабильной диаграмме (см. рис. 1.1,6), наблюдается значительный температурный гистерезис между у - а и а -+У переходами, однако обратное превращение, как и прямое, проходит по мартенситному механизму. При медленном нагреве обратное а - у превращение может протекать диффузионным путем при температурах, соответствующих двухфазной области равновесной диаграммы. При этом образуется у-раствор, обогащенный никелем, и лишь при температурах вьш1е границы двухфазной области а-фаба исчезает, а у-твердый раствор приобретает исходную концентрацию никеля. [c.8]

Если существование внутренней петли гистерезиса связано с локальным перегревом-переохлаждением, то наличие крыльев обусловлено перестройкой макроструктуры при изменении внешних условий. Действительно, в системе Б—40%Ni—10%Си, где кинетика прямого мартенситного превращения обеспечивается микровзрывным ростом постепенно зарождающихся мартенситных кристаллов, петля гистерезиса почти прямоугольна (нет крыльев) [159]. Автокаталитический характер кинетики подтверждается здесь фактом минимального накопления микродеформации и микронапряжений под нагрузкой [160]. Напротив, в NiTi значительной ширине крыльев 30 К отвечает постепенный рост кристаллов мартенсита, зародившихся в самом начале процесса [159]. [c.179]

В системах с мартенситным превращением второго класса также можно вьщелить внутреннюю петлю гистерезиса, но в отличие от рассмотренной прямоугольной она имеет линзообразный вид и отклонена от вертикали (см. рис. 49б). Принципиально важно, что внутренняя петля при мартенситном превращении второго класса вывернута наизнанку в сравнении с петлей мартенситного превращения первого класса если в первом случае A g < М[, то во втором >.AI,. В соответствии с этим при постепенном уменьшении интервала циклирования процесс приближается к обратимому (идеальная термоупругость), а мартенситная крив стягивается в точку (рис. 49 5). Это свидетельствует о том, что движение единичной межфазной границы не обнаруживает рассеяния энергии превращения. Данный вывод подтверждается малой величиной теплоты превращения в системах Си—Zn (g и 40 кал/моль) и Т1—40%Ni—10%Си на второй стадии мартенситного превращения, где реализуется переход В19 — В19" [152], Это и обуславливает узость полной петли гистерезиса для мартенситного превращения второго класса. Ее вытянутость связана, по-видимому, с неоднородностью исходной мартенситной структуры В19, в которой облегчено зарождение, но затруднен рост мартенситных кристаллов, [c.179]

Термическая стабилизация аустенита, которую обычно называют просто стабилизацией, наблюдается при временной остановке охлаждения железного сплава в мартенситном интервале атермического превращения. Если прервать охлаждение при температуре 7 п<Мц (но выше Л1к) и сделать здесь выдержку, то аустенит стабилизируется. Стабилизация проявляется в том, что по возобновлении охлаждения превращение начинается не сразу при температуре Гп, а после переохлаждения аустенита (гистерезиса) до некоторой температуры Мн (рис. 140). При этом мартенсита часто образуется меньше по сравнению с непрерывным охлаждением (мартенситная кривая 2 на рис. 140 идет ниже кривой 1) и количество остаточного аустенита возрастает. Возобновляющееся при температуре М н мартенситное превращение может протекать взрывообразно (например, в сплавах Ре—N1—С). [c.243]

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]

В соответствии с этими особенностями в техническом железе (0,04% С и 0,25% Мп) даже при закалке в холодную воду не удается наблюдать развития полиморфного превращения по мартенситной кинетике. В результате образуется полиэдрическая (равноосная) структура, свидетельствующая о нормальной кинетике превращения [46. Однако, как указывает Я. С. Усманский [1], в чистом железе при быстром охлаждении становится возможным образование и видманштеттовой структуры, т. е. структуры с игольчатым ферритом, образующимся по мартенситной кинетике. Разность температур превращения при нагреве и охлаждении (гистерезис) у железа составляет 5—10°. При легировании железа элементами, приближающими температуру превращения к порогу рекристаллизации (хром до 10%, никель, марганец [1]) или повышающими энергию активации процессов рекристаллизации (вольфрам [46]), можно полностью или частично в условиях закалки подавить развитие превращения по нормальной кинетике. [c.22]

Температурные кривые начала заметного нревращения асимптотически приближаются к температуре верхней границы двухфазной области на равновесной диаграмме состояния, так как уже при самых малых степенях переохлаждения диффузионное превращение принципиально возможно. Таким образом, в отличие от мартенситных превращений у диффузионных превращений в условиях равновесия гистерезис отсутствует. [c.26]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...