Прямое мартенситное превращение

Термоупругий механизм превращения. Мартенсит образуется во время прямого мартенситного превращения из аустенита [c.292]

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]

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]

Л1н и Мкр — температура начала и конца прямого мартенситного превращения, °С pH — кислотность среды [c.8]

Эффект памяти формы — это способность сплава устранять в процессе обратного мартенситного превращения деформацию, полученную им после прямого мартенситного превращения, т.е. в мартенситном состоянии. [c.425]

Рельеф обратного мартенситного превращения изучен на Fe-Ni сплавах в работах [ 116-120]. Исследование рельефа а- у превращения Б сплавах типа НЗО позволило автору работы [116] сделать заключение о том, что обратное превращение в сплавах Fe с высоким содержанием Ni проходит в результате тех же когерентных перемещений атомов, что и при прямом мартенситном превращении. Эти перемещения проходят в направлениях, обратных сдвигу при у а превращении, и дают в результате рельеф той же формы и тех же размеров. [c.119]

Таким образом, во всех исследованных нержавеющих сталях упрочнение фазовым наклепом желательно проводить с использованием дестабилизации аустенита перед прямым мартенситным превращением и стабилизации у-фазы после обратного сг-ьу преврашения [192]. [c.219]

Как видно из рис. 52, даже при наличии однозначной зависимости -. ,(р) наличие неустойчивого участка приводит к необратимости мартенситного превращения. Действительно, при понижении температуры до Т, прямое мартенситное превращение протекает по траектории ас/, а обратное — при ее повышении до Т2 — по Ьйе. На рис. 52 изображен элементарный участок зависимости -д (р), содержащий лишь один провал, отвечающий нестабильности системы. В действительности [c.186]

Деформация, реализуемая за счет мартенситных реакций. В последнее время среди различных механизмов пластичности широкое распространение получила модель реализации деформации за счет прямого и обратного мартенситных превращений [15]. С этой разновидностью деформации связаны такие технически важные свойства материалов, как пластичность превращения и эффекты памяти формы. Ниже изложена методика построения локальных инвариантов на примере одного из частных случаев мартенситной пластичности, когда при прямом мартенситном превращении имеет место только эффект пластичности превращения, т. е. накопление деформации в сторону приложенного напряжения, а при обратном — только эффект памяти формы, или возврат этой деформации. [c.22]

Здесь первое слагаемое отражает эффект пластичности прямого мартенситного превращения, а второе — эффект памяти формы при нагреве. [c.25]

Рис. 214. Вид рельефа при прямом (а) и обратном (б) мартенситном превращении.

Превращение начинается и заканчивается при достижении определенных фиксируемых температур и Г к. При мартен-ситном превращении в отличие от диффузионных, Т и 7" к не зависят от скорости охлаждения, поэтому они на диаграмме фазовых превращений выражаются горизонтальными прямыми (см. рис. 13.5). При этом превращение начинается сразу после достижения 7 .н,т. е. без инкубационного периода. После мартенситного превращения всегда остается некоторое количество исходной фазы, несмотря на охлаждение ниже Г . . При постоянной температуре в интервале Г . —Гм.к происходит быстрое превращение определенной доли исходной фазы, после чего превращение прекращается. При снижении температуры образовавшиеся ранее участки мартенситной фазы обычно не растут, а образуются ее новые участки. Превращение начинается внезапно и происходит с очень большой скоростью, которая практически [c.495]

Из результатов, описанных в предыдущем разделе, известно, что если осуществлять старение в указанных условиях, то промежуточное превращение при охлаждении завершается вблизи комнатной температуры, образцы приобретают почти прямолинейную форму. При дальнейшем охлаждении в результате изменения расположения доменов промежуточной фазы и мартенситного превращения кривизна образцов изменяется на обратную. Однако если периодически изменять направление приложения нагрузки, то при этом трудно охлаждать образцы. Поэтому характеристики превращения исследовались в интервале Т > > А (72 °С) и комнатной Т путем прямого пропускания тока через образец. [c.97]

Легирующие элементы не изменяют природы мартенситного превращения, но они влияют на положения прямых начала и конца мартенситного превращения. Большинство легирующих элементов снижает температуру начала мартенситного превращения. Особенно эффективно действует марганец. Алюминий и кобальт представляют исключения они повышают температуру М . Кремний почти не влияет на нее. В том же направлении, что и Мн, под влиянием легирующих элементов смещается температура конца мартенситного превращения — М . [c.163]

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]

Таким образом, по экспериментальной кривой растяжения а(е) металла с псевдоупругим механизмом обратимых мартенситных превращений можно определить вероятностные функции Д0) и До ). Первая из них дает информацию о демпфирующей способности металла за счет прямого мартенситного превращения в заданном диапазоне внешних напряжений а, а вторая характеризует пластические свойства металла, поскольку, согласно (5.36), предельная деформация может быть определена из выраженР1я [c.298]

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]

Подробно это изложено в работах [ 108, 111]. В исследовании [ 108] анализ взаимных ориентировок вьшолнялся на монокристаллах конструкционных легированных сталей. Путем построения и расшифровки полюсных фигур авторы определили, что при прямом мартенситном превращении реализуются промежуточные ориентационные соотношения, отличающиеся от соотношений Кудрюмова - Закса на угол около 2 . [c.86]

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]

Сплавы на основе никелида титана плохо обрабатываются резанием, особенно сплавы типа ТН1, в которых интервал прямого мартенситного превращения (Мн-Мк) находится вблизи комнатной температуры. В процессе резания проходят стрзтс-турные превращения в поверхностном слое, приводящие к появлению эффекта памяти и резкому изменению механических свойств. Для механической обработки следует применять твердосплавные резцы группы ВК с оптимальной геометрией (табл. 25.3) и специальные смазывающе-охла-ждающие жидкости (эмульсия из 5-8 % эмульсола РЗ-СОЖ). Режимы резания приведены в табл. 25.4. [c.843]

При прямом мартенситном превращении (Мд 60°С) TiNi изменяет сложную упорядоченную кристаллическую решетку типа s l на три-клинную решетку мартенсита. Приданная в этом Состоянии новая форма образца (детали) из TiNi исчезает при нагреве до температур, превышающих температуру обратного мартенситного превращения (100- 120°С). [c.426]

Ориентировки аустенитных кристаллов, связанных соотношениями Курдюмова-Закса с мартенситом обеих двойниковых ориентаций в отдельной мартенситной пластине, определяются конкретным вариан- том ориентационных соотношений прямого мартенситного превращения, Но положение полюсов таких кристаллов в основном стереографическом треугольнике исходного аустенита не меняется при пе- [c.55]

В других областях селективного отражения, возникаклцих в аустенитном кристалле при прямом мартенситном превращении, реализуются мартенситные ориентировки, отличающиеся от приведенных на рис. 2.16 (.соответствующих другим значениям /) Возможные ориентировки аустенита, зарождающиеся когерентно при обратном превращении на границах а-а в таких областях, отличаются от приведенных на рис. 2.17, но положение полюсов аустенита в основном стереографическом треугольнике (в координатах первичного кристалла) сохраняется неизменным. [c.61]

Кроме того, трудно объяснить повышенную плотность дислокаций в двойниках отжига. Согласно [130], двойники аустенита воаиикают непосредственно в ходе сдвигового а- у превращения, подобно тому, как при прямом мартенситном превращении образуется внутренне двойникованная а-структура. Эта представления не могут предсказать надежно установленного факта образования невосстановленных недвойникованных у-кристаллов (см. рис, 3.5). Для объяснения полученных результатов воспользуемся расчетом, представленным [c.72]

Впервые дисперсная пластинчатая у-фаза в сплавах на основе железа была обнаружена в сплаве Н23К19 [176] затем в НЗО [131] и Н26ХТ1 [30, 31]. Во всех случаях сплавы содержали линзовидный частично двойникованный мартенсит с большими моно-кристальными областями. Зарождение у-фазы происходило преимущественно внутри этих областей, что приводило к размножению у-ориентаиий, как и при прямом мартенситном превращении. [c.89]

Предыдущие исследования структурного механизма а у превращения позволили определить условия получения различных структурных форм у-фазы (крупногошстинчатый и дисперсный у-мартенсит, глобулярный аустенит). Однако для выбора режима фазового наклепа различных аустенитных сталей необходимо знать структурную стабильность этих морфологических разновидностей у-фазы как по отношению к прямому мартенситному превращению при охлаждении, так и по отношению к рекристаллизащи пр нагреве. [c.147]

Регулирование устойчивости аустенита по отношению к прямому мартенситному превращению у- а имеет немаловажное значение как для осуществления самой операции фазового наклепа, так и для расширения температурной области применения аустенитных сплавов, упрочняемых фазовым наклепом. Стабилизацию аустенита могут вызвать следующие основные факторы отпуск, связанный с перераспределением дефектов и примесей, не вызывакиций старения и приводящий к так называемой тепловой стабилизации [4, 38, 218-220] пластическая деформация [221], увеличивающая плотность дислокаций перераспределение легирующих элементов между д- и у-фазами, приводящее к обогащению аустенита компонентами, снижающими Мц [118] i упорядочение t 2221 измельчение аустенитного зерна [223] всестороннее сжатие аустенита [224] карбидное старение [225] интерметаллидное старение [48, 226-228]) воздействие циклами у-fa-ty превращений [3, 38 229, 230], [c.156]

Таким образом, как дисперсный у<4> вртенсит, так и дисперсный глобулярный аустенит обладают высокой стабильностью по отношению к прямому мартенситному превращению у а [c.159]

Вызванное необходимостью уменьшение содержания N1 существенно снижает склонность сталей к интерметаллидному старению. Поэтому было необходимо выяснить степень упрочнения сталей с различным содержанием Ni, Склонность сталей к упрочнению в результате интерметаллидного старения, приводящего к выделению у -фазы [237], определялась после термомеханической обработки (ТМО) с 30%- ым обжатием при 900-600°С, являющейся имитацией фазового наклепа. Старение сплавов осуществлялось также с целью выяснения возможности дестабилизации аустенита для проведения прямого мартенситного превращения у- а при обработке холодом, что позволяет выбирать составы стареющих нержавеющих сталей, способных к ухфочнению фазовым наклепом. [c.220]

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 рамках представлений, развитых в п. 7.3, это означает, что в случае небольших напряжений при прямом мартенситном превращении система сначала разветвляется по горизонтальному дереву Кейли (см. рис. 54), узлы которого отвечают неориентированным мартенситным кристаллам. Их последующая ориентация отражается сужением пучка траекторий за счет срастания ветвей вертикального дерева. Характер зависимостей е(р), приведенных на рис. 58, воспроизводится, если при прямом (обратном) мартенситном превращении разветвление (срастание) ветвей пучка происходит в начале процесса (для малых р — при прямом и больших р — при обратном мартенситном превращении). Рост внешнего напряжения, ориентирующего кристаллы, сужает ширину пучка в обоих направлениях. Наличие эффекта памяти формы означает, что при любых изменениях внешних условий система эволюционирует по пучкам траекторий, стягивающимся к начальной точке двумерного дерева Кейли, отвечающей исходной форме образца (очевидно, такая точка должна лежать вблизи одной из вершин дерева). Обратимость в движении атомов отвечает совпадению пучков траекторий прямого и обратного мартенситного превращения в наиболее широкой области в правом нижнем углу дерева на рис. 54. [c.201]

Структура. Сталь 08Х17Н5МЗ принад.чежит к аустенито-мартен-ситному классу кроме указанных структурных составляющих, сталь содержит 15—25% б-феррита. Температура прямого мартенситного превращения в стали близка к комнатной температуре после закалки в структуре стали фиксируется лищь небольшое количество мартенсита. Обработка холодом или пластическая деформация стимулируют мартенситное превращение. В процессе отпуска при температурах до 450—500° С обработанной холодом или нагартованной стали происходит значительный рост предела текучести при малом изменении предела прочности [138]. [c.167]

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]

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]

Итак, в основе ЭПФ лежат мартенситные превращения (МП). Почему, однако, в одних случаях, когда в металлах происходят мартенситные превращения, ЭПФ наблюдается, а в других - нет Для объяснения этого явления предложена такая гипотеза если обратное мартенситное превращение происходит именно по тому же пути, что и прямое МП, то форма образца восстанавливается. Следовательно, при нагреве металла мартенситные границы должны исчезать, а это возможно лишь в том случае, если их поверхностная энергия пренеб- [c.291]

При нетермоупругом мартенситном превращении в сплавах Ре—N1 каждый кристалл мартенсита мгновенно растет до окончательного размера, а при последующем понижении температуры кристаллы больше не растут. При обратном превращении эти кристаллы не переходят в исходную фазу, геометрически сокращаясь, а, как и при прямом превращении, кристаллы исходной фазы зарождаются и растут в кристаллах мартенсита. Следовательно, движущая сила прямого превращения почти равна движущей силе обратного превра- [c.16]

Температуры начала и конца ма1рте1Юитного превращения не зависят от скоро1сгги охлаждения. Этим температурам на диаграмме изотермического распада аустенита соответствуют прямые линии (см. рис. 70, 71). Линия соответствует началу мартенситного превращения, линия — концу., [c.132]

Различное поведение образцов технического и зонноочи-щенного железа при термоциклировании, возможно, связано с механизмом атомных переходов при полиморфных превращениях [105]. В соответствии с данными Д. С. Каменецкой и др. [1111, в чистом железе, содержащем 10 вес. % С, полиморфное превращение у -> а при охлаждении образцов со скоростью 0,5—50 град/сек происходит сдвиговым механизмом при температурах, близких к равновесной — 910° С. В железе с 5 10 вес.% С в этих условиях возможна лишь неупорядоченная перестройка упаковки, а мартенситное превращение начинается лишь по достижении 540° С. Если предположить, что в монокристаллах железа прямое полиморфное превращение (у а) происходит в одной кристаллографической системе, а обратное ( ->-v) — в другой, образец приобретет остаточное изменение размеров. Подобная ситуация складывается и в поликристалличе-ском образце, в котором имеется текстура роста. СЗбратное полиморфное превращение может совершаться и нормальным механизмом перестройки упаковки. Указанные предположения подтверждают и данные о формировании поверхностного рельефа при периодических нагревах и охлаждениях. Неупорядоченная перестройка решетки не сопровождается макроскопически неоднородной деформацией, и [c.54]

Рис. 116. Диаграмма прямого и обратного мартенситного превращения (схема). Го — температура ме-тастабильного равновесия двух состояний [221]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...