Мартенситные превращения в сплавах системы Fe—Мп

В последнее время все чаще предпринимаются попытки объяснить природу хладноломкости с позиции теории электронной структуры. Научное и практическое значение в этом направлении имеют исследования мартенситных превращений в системе Fe—Мп, а также механических и физических свойств фазовых составляющих марганцевых сплавов ( а, е и у-фаз). Особенности превращений I и [c.242]

Автоматизация всего цикла, охватывающего взаимосвязь между температурой и продолжительностью процесса, привела к системе программного управления скоростью нагрева и охлаждения. Наиболее важными работами последнего времени являются исследования и автоматизация самих процессов, протекающих в объеме металлов и сплавов при нагреве и охлаждении, например мартенситного превращения установление предельной концентрации углерода в поверхностном слое при цементации (углеродный потенциал атмосферы) и др. [c.154]

На рис. 2.44 показана диаграмма состояния системы Си — А1. При 12 % (по массе) А1 при высокой Т в системе имеется область /3-фазы (с ощ.к. структурой) [33]. В равновесных условиях при 565 °С происходит эвтектоидное превращение и /3-фаза распадается на а-фазу (с г.ц.к. структурой) и 7-фазу (со структурой типа латуни). Однако если сплав закалить из однофазной /3-области, то эвтектоидное превращение не происходит, а ниже происходит мартенситное превращение. В зависимости от концентрации алюминия в сплавах образуются [c.100]

Структурные превращения, происходящие при различных режимах термической обработки в титановых сплавах, содержащих р-стабилизирующие элементы, можно видеть на обобщенной диаграмме состояния (рис. 96) [56]. Эта диаграмма справедлива для изоморфных р-стабили-заторов (Мо, V, Nb, Та). С некоторым приближением можно пользоваться этой диаграммой и для р-стабили-зирующих элементов, образующих с титаном эвтектоид-ные системы (Сг, Fe, Мп), так как эвтектоидный распад твердого раствора р в них происходит очень медленно. На диаграмме нанесены кривые мартенситного превращения, линии, соответствующие критической концентрации Ск (вертикальная) и критической температуре [c.206]

Структура этих сплавов определяется температурой и кинетикой мартенситного превращения, т. е. положением линии превращения у М на диаграмме состояния системы Fe—Ni (рис. 122). На рис. 127, а показано влияние содержания никеля на изменение температуры начала (Mj) и конца (Mf) мартенситного превращения. [c.229]

Мартенситные превращения 8 сплавах системы Fe—Мп [c.25]

Полученная диаграмма мартенситных превращений в сплавах системы Fe—Мп высокой чистоты (см. рис. 13) показывает, что температура начала мартенситных превращений понижается при увеличении содержания марганца, причем более значительно для 7ч=ьа-превращения чем для [c.51]

Таким образом, сопоставление имеющихся данных (см. рис. 15 и см. рис. 13), обнаруживает большое различие в положении температурных и концентрационных границ а-, е- и 7-фаз на диаграммах мартенситных превращений железомарганцевых сплавов у разных исследователей и показывает, что вопрос о последовательности и механизме мартенситных превращений в этой системе окончательно не решен. [c.55]

На основании проведенных исследований [135, 136, 150] была установлена взаимосвязь между мартенситной кривой, диаграммой деформации и механическими свойствами сплавов системы Fe—Мп—Сг. Показано, что изменение интенсивности мартенситного превращения коррелирует с [c.108]

Переход 7к- 7т сопровождается одновременно переходом из парамагнитного состояния в антиферромагнитное. Такая тождественность температур мартенситного и магнитного превращений наблюдается в сплавах с марганцем, а также других систем легирования Мп—Zn, Мп—Ga, Мп—Ge, в системе Мп—Си при содержании марганца свыше 85%. При меньших содержаниях марганца температура Нееля значительно превышает температуру мартенситного превращения. [c.302]

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]

Обратное мартенситное превращение наблюдали в сплавах системы Ре—N1 (при высоком содержании никеля, когда точка Го достаточно низка), в медных сплавах (например, алюминиевых бронзах) и в титановых сплавах (Т1—Сг, Т1—Ре, Т1—5п, Т —2г). В этих сплавах обратное мартенситное превращение имеет все главные признаки прямого. Скорость нагревания мало влияет на точку Ап. Превращение, начинаясь при одной температуре (Лн), заканчивается при более высокой температуре (Лк). Например, в сплаве Ре—32,5% N1 температура Лн=300- 310°С, а Лк=400- -410°С. [c.216]

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]

Мартенситное превращение обнаружено также у многих (практически у всех) металлов и их сплавов, имеющих аллотропические превращения (у Ti, Zr, Со, Na, Tl, Hg, Li и их сплавов, а также в системах Си—Sn, u—Zn, u—Al и др., имеющих полиморфные превращения твердых растворов). Мартенситное превращение наблюдается, однако, лишь тогда, когда высокотемпературная модификация переохлаждена до низких температур и вследствие этого превращение по диффузионной кинетике становится невозможным [c.186]

При закалке полиморфное превращение осуществляется по мартенситному типу, сопровождающемся образованием метастабильных фаз (а, а", со), или после закалки образуется Р-фаза (в системе титановых сплавов), или 7-фаза (в системе сплавов на основе железа), которые, будучи неустойчивыми, претерпевают превращения при нагреве (старение, отпуск). У сплавов на основе титана а -фаза по свойствам значительно отличается от мартенсита стали она имеет пониженную прочность и повышенную пластичность. [c.121]

Стабильная фазовая диаграмма сплавов, богатых железом, практически не дает представлений о реальных превращениях в этой системе, в связи с вялостью процессов Диффузионного распада. В железомарганцевых сплавах при температурах ниже 500 °С у-фаза довольно легко переохлаждается и наряду с равновесным распадом в зависимости от состава, превращается без изменения концентрации (бездиффузионно) в фазы а и е, являющиеся твердыми растворами марганца в железе. Эти метастабильные фазы представляют наибольший практический интерес, так как именно они определяют свойства реальных сталей и сплавов. Фазовым превращениям мартенситного типа, а также атомным перестройкам (упорядочению) уделяют основное внимание при изучении железомарганцевых сплавов. [c.25]

Характерно, что указанный взрыв проявляется только для некоторых систем с мар-тенситными превращениями первого класса так, его наблюдали в Б—49,8%К1 и на первой стадии превращения в Т1—40%№—10%Си, тогда как в Т1—51%Ш, где также А, > М,, он не обнаруживается. Этот факт можно было бы связать с отсутствием в последней системе склонности к фазовому наклепу, однако она слабо проявляется и в сплаве Т1—40%№—10%Си [159]. Причина отсутствия взрыва в Т1—51%Ni состоит, по-видимому, в том, что здесь мартенситная фаза В19 образуется из фазы К, тогда как во взрывных сплавах 11—49,8%№, 11—40%К1—10%Си имеем соответственно В2 В19, В2 В19. Податливость К-структуры к переориентации доменов под [c.180]

Для теории термической обработки наиболее важны исследования мартенситных превращений в системах Ре—С (рис. 85) и Ре—N1 (см. ниже рис. 123). В обеих системах главные структурные ] зменения в твердом состоянии связаны с полиморфизмом базового компонента — железа (угцк- оцк.). Углерод растворяется в у- и а-модификациях железа по способу внедрения, а никель—по способу замещения. В системе Ре—С при комнатной температуре высокотемпературная модификация твердого раствора (аустенит) ни при каких концентрациях не стабильна, а в системе Ре—N1 при достаточно высокой концентрации никеля высокотемпературная модификация раствора при комнатной температуре абсолютно стабильна (см. аналогичные системы на рис. 68,а,б). Обе системы представляют исключительно большой практический интерес Ре— С как основа сталей, а Ре—N1 как основа сравнительно молодой группы высокопрочных мартенситно-стареющих сплавов (см. 47). [c.209]

Мартенситное превращение, т. е. превращение, характеризуемое двумя особенностями — бездиффузионностью и ориентированностью (см. выше стр. ООО), обнаружено у многих (практически у всех полиморфных) металлов и их сплавов (титана, циркония, кобальта, натрия, теллура, ртути, лития и их сплавов), а также в системах Си—Sn, Си—Zn, Си—А1 и др., имеющих полиморфные превращения твердых растворов. [c.265]

В работе [36 ] содержатся многочисленные примеры, иллюстрирующие широкие возможности, которые дает использование нагревательной камеры Вакутерм при исследовании мартенситного превращения в стали, полиморфных а = у-превращений в сплавах на железной основе, изменения величины зерна аустенита, Р а-превращения в чистом титане, процессов спекания в системе медь—никель, плавления и затвердевания на поверхности изучаемых образцов, исследования керамических материалов и т. д. [c.106]

Энтропийная интерпретация ЭПФ. Соотношение (2.10) задает взаимосвязь предела текучести металла при комнатной температуре и структурной энтропии. По нему можно определить изменение упорядоченности системы во время мартенситного превращения, если известно значение для сплава в различных структурных состояниях - аустенитном, мартенситном и предмартенситном. [c.300]

Диаграммы состояния. Интервал составов сплавов Си — А1 — N1, которые могут практически применяться в качестве сплавов с эффектом памяти формы, определяется областью, в которой при высокой Т существует /3-фаза, т.е. ограничен составом [ % (по массе) ] близким к Си — 14 А1 — 4 N1. Это соответствует соединению СизА1 в двухкомпонентной системе. Первоначальные исследования мартенситного превращения осуществлялись именно в ней. Диаграмма состояния сплавов Си — А1 — N1 и мартенситное превращение в этих сплавах по существу не отличаются от двухкомпонентной системы Си — А1, поэтому ниже рассматривается двухкомпонентная система Си — А1. [c.100]

Предпереходные аномалии были обнаружены также для структурных фазовых переходов первого рода в твердо.м состоянии, в системах Ее — N1, Ее — Мп и др. Это переходы типа мартенситного превращения, характеризующиеся малой теплотой и кристаллографической возможностью кооперативных смещений атомов. В работе [20] были получены температурные зависимости fa в сплавах Ее Мп и обнаружено уменьшение fa при охлаждении сплава примерно на 50° выше тем- [c.169]

Предпереходные аномалии были обнаружены акже для структурных фазовых переходов первого рода в твердом состоянии в системах Fe—N1, Fe—Мп и др. Это переходы типа мартенситного превращения, характеризующиеся малой теплотой и кристаллографической возможностью кооперативных смещений атомов. В работе [11.221 были получены температурные зависимости / в сплавах Fe—Мп и обнаружено уменьшение примерно за 50° до температуры мартенситного превращения (рис. 11.11). В этом же (только еще более широком, около 200 °С) интервале температур было обнаружено аномальное увеличение коэффициента диффузии и пластичности. Это позволило авторам указать, что для объяснения эффекта недостаточно обычного предположения о не- [c.152]

Способность аустенитных железомарганцевых сплавов упрочняться под влиянием деформации была открыта Гадфильдом в 1884 г. Использование мартенситного превращения при деформации в прикладных аспектах, а именно для повышения контактной прочности металлических материалов, впервые было предложено в середине 50-х годов И. Н. Богачевым и в дальнейшем подтверждено, на целой группе нестабильных сталей и сплавов систем Fe—Мп, Fe—Мп—Сг и Fe—Сг—Ni [1, 6, 56, 127]. В 1967 г. этот принцип был использован В. Ф. Закеем и Е. Р. Паркером и вместе с динамическим старением положен в основу нового класса высокопрочных аустенитных сталей (системы Fe—Сг—Ni—Мо) типа ПНП или трип-сталей [128]. После предварительной обработки, упрочняющей аустенит, стали обладают сочетанием высокой прочности (0в>2ООО МПа) и пластичности (б>20%). В 70-е годы были созданы отечественные аустенитные ПНП-стали в. ЦНИИЧМ [5]. Установлено, что способностью упрочняться под воздействием деформации обладают не только у-, но и (a-biV)-, (8-1-7)- и трехфазные (аЧ-е-Н )- сплавы и даже марганцовистые чугуны. [c.93]

Повышение пластичности сплавов системы Fe—Мп при-комбинированной обработке обусловлено изменениями в тонкой структуре аустенита и е-фазы, происходящими результате прямого и обратного мартенситного превращения (релаксация и перераспределение дефектов структуры в аустените и е-фазе в процессе фазового превращения как при охлаждении, так и при деформации). Кроме того е-фа-за, образующаяся из фазонаклепанного аустенита при охлаждении или деформации, мелкодисперсная, что в свою очередь является одной из причин повышения механических свойств [1, 2, 68]. [c.127]

Это привело к возникновению понятия о предпочтительном пути распространения коррозии [24, 28], аналогичном понятию о дехромированной зоне, с помощью которого объясняют развитие межкристаллитной коррозии. В случае коррозии при механических напряжениях, которая приводит у аустенитных нержавеющих сталей к образованию трещин, проходящих через зерна, нужно предположить существование предпочтительных путей распространения коррозии через зерна. Эта коррозия вызвана скорее физическими факторами, чем химическими (Эде-леану). Присутствие мартенсита может оказаться одной из таких причин действительно, было показано, что мартенситные участки металла корродируются хлористым магнием. Однако это не может служить единственной причиной, поскольку коррозия при механических напряжениях не исчезает и при отсутствии мартенсита. Кроме того, тот же самый тип коррозии наблюдается у большого числа других сплавов, которые не испытывают мартенситного превращения или не принадлежат к кубической системе с центрированными плоскостями. Следовательно, необходимо найти другое объяснение образованию предпочтительных путей распространения коррозии . Причины этого явления пока неясны. Возможно, одной из них является дегомогенизация твердых растворов, которую мы упоминали выше в связи с межкристаллитной коррозией. [c.173]

Аналогичные по характеру изменения микроструктуры наблюдаются при термоциклировании в области температур мартенситного у— -превращения. Так, лутем термоциклирования (многократной закалки) между О и 825 °С в образцах стали, содержащей 0,42 /о G и 1,8 % Мп, была получена УМЗ структура с размером зерен 1—2 мкм [226]. Таким же способом было получено ультрамелкое зерно в сплаве системы Fe—Ni —Ti [227]. Эффективность термоциклирования при наличии диффузионных и мартенситных превращений зависит от числа циклов нагрев — охлаждение при прочих равных условиях. Наиболее показательно в этом отношении поведение стали 5 % Ni+ r+Mo+V [183]. Установлено, что после одного цикла быстрой аустенизации формируется неоднородная микроструктура с различным размером зерен аустенита. Однородная структура с ультрамелким зерном достигается после пяти циклов быстрого нагрева и охлаждения. [c.114]

Кооперативный характер перестройки кристаллической решетки при мартенситном превращении приводит, как уже указывалось, к закономерной ориентационной связи между решетками мартенсита и аустенита. Поиски ориентационной связи между кристаллическими решетками фаз в системе железо-никель начались больше 50 пет назад. Еще в 1926 г. Янг [66] на метеоритном железе (из каньона Дьявола) обнаружил, что кристаллографические плоскости JllO объемно-центрированной кубической фазы и 111 i гранецентрирован-ной кубической фазы почти параллельны между собой. Вскоре 1Ш7 раллельность этих плоскостей была установлена и на "земных" сплавах. [c.31]

Выбранной системе скольжения в аустените (111) tll L эквивалентна [59] система сдвига в мартенсите - (011) [Olll , Интересно отметить, что экспериментальное изучение неустойчивости а-решетки перед обратным мартенситным превращением, выполненное на железоникелевых метастабильных сплавах с помощью анализа диффузного рассеяния электронов, свидетельствует о нали чии ближнего порядка смещений атомов подобного типа (110) <110> [134]. [c.118]

Идея применения в качестве связующей фазы в композищюн-ном материале структурно-неустойчивого сплава реализована в модельной системе, в которой роль твердых недеформируемых частиц играли частицы карбида титана размером 5—10 мкм, окруженные прослойками интерметаллического соединения NiTi, обладающего термоунругимп мартенситными превращениями. [c.196]

Наряду с мартенситным превращением (Р а ) могут проходить процессы образования промежуточных метастабильных фаз р Р4-со Р + а(а ) и интерметаллидных соедпнений (р -)- у), охрупчпвающпх металл. С целью повышения пластических и прочностных свойств сварных соедпнений а-сплавов титана, стабильных (а + Р)-сплавов мартенситного тппа целесообразно производить сварку на минимальных погонных энергиях (рпс. 4, а п 5). Титановые сплавы, подвергающиеся упрочняющей термообработке, с малым и средним количеством остаточной р-фазы системы Т[ — А1 — V (ВТ6, ВТ6С), Т1 — А1 — Мо (ВТ-14) для повышения пластичности сварных соединений целесообразно сваривать на мягких режимах с малыми скоростями охлаждения (рпс. 4, б). [c.351]

СКОЙ В тетрагональную), при которой соседние атомы омеихают-ся относительно друг друга баз обмена местами на расстояния, не превышающие междуатомных расстояний (Курдюмов). Мартенситное превращение можно наблюдать не только в стали, но и в ряде сплавов меди с алюминием, оловом и др. Как показали исследования Г. В. Курдюмова, мартенситное превращение можно рассматривать как превращение, подобное аллотропическим, т. е. как фазовое превращение в однокомпонентной системе. Следовательно, в данном случае действительны общие законы образования фаз. Как и любое другое фазовое превращение, мартенситное превращение протекает путем образования зародышей и последующего их роста. [c.137]

Сплав ВТ22 (системы Ti — А1 — Мо — V — Сг — >—Ре) —высоколегированный сплав критического состава, т. е. с температурой мартенситного превращения вблизи комнатной [53]. В отожженном состоянии у него такие же прочностные свойства (бв>ИО кгс/мм ), как у сплавов ВТб, ВТЗ-1, ВТИ после закалки и старения. Из шлава могут быть изготовлены крупногабаритные поковки и штамповки (до нескольких тонн), а также ответственные конструкции больших размеров, когда упрочняющая термическая обработка затруднена. Но термическая стабильность сплава ВТ22 невелика до 350° С при более высоких температурах она снижается. [c.29]

Причины мартенситного превращения аустенита те же, что и всех других фазовых переходов в твердом состоянии, а именно ниже определенной температуры существует состояние сплава, обладающее ме -1ьшей свободной энергией ло сравнению с высокотемпературным состоянием. Так как мартенситное превращение происходит без изменения концентрации твердого раствора, то его можно рассматривать как превращение в однокомпонентной системе. Аустенит и мартенсит представляют с этой точки зрения кристаллические модифика-, ции твердого раствора, подобные полиморфным модификациям чистых мегаллов или химических соединений [35]. Свободная энергия каждой из этих модификаций (Рл и Рд,) имеет свою температурную зависимость, Положение точки пересечения кривых температурной зависимости свободной энергии (То), определяющей устойчивость той или иной фазы, зависит от химического состава твердого раствора и может быть вычислено по данным о теп [c.680]

Сплавы системы Ре-Сг-№. Сплавы этой системы имеют следующие показатели магнитных свойств = 15...65кА/м, 1,6...02Тл, (ВН) = 8... 16 Тл кА/м. По составу сплавы близки к коррозионно-стойкой стали 18Х9Н. Магнитно-твердое состояние достигается в результате мартенситного превращения, [c.404]

Другие /3-стабилизаторы, например, Н, Сг, Мп, Fe, Ni, W, Си, образуют с титаном диаграммы состояния с эвтектоидным распадом /3-фазы, в результате которого появляется смесь а - - 7-фаз (рис. 14.5, в), а также промежуточная 7-фаза переменного или постоянного состава, образованная титаном и легирующим элементом, например фаза Лавеса Т1Сг2 в системе Ti - Сг. Эвтектоидный распад вызывает резкое повышение хрупкости титановых сплавов. В некоторых системах (Ti - Си, Ti - Ag и т.д.) превращение происходит очень быстро, и переохладить /3-фазу до 20 — 25 °С нельзя даже при высоких скоростях охлаждения. В других системах (Ti - Мп, Ti - Сг, Ti - Fe) эвтектоидное превращение возможно только в условиях охлаждения, близких к равновесным. В них эвтекто-идного распада практически не наблюдается, а аП/З-превращение идет так же, как в сплавах, диаграмма состояния которых представлена на рис. 14.5, б. В этих сплавах /3-фаза легко переохлаждается. В зависимости от степени легированности /3-фаза или превращается при низких температурах по мартенситному механизму, или фиксируется при 20 — 25 °С без превращения. [c.413]

Японские исследователи, обнаружившие е-фазу в железомарганцевом сплаве позже Шмидта, рассматривали ее как переходную структуру мартенситного типа и полагали, что 8-фаза — химическое соединение РезМп, которое образуется в результате перитектоидного превращения твердого раствора (а-Ре+7-твердый раствор->е-фаза). Некоторые исследователи полагали, что е-фаза — это карбид в системе Fe—Мп—С. Биндер наблюдал е-мартенсит в высоколегированных хромоникелевых сталях. Марганцевые стали, легированные хромом, молибденом, вольфрамом, кобальтом и никелем, также могут содержать е-мартенсит [27, 28]. [c.27]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...