ВУЗ: Российский государственный технологический университет имени К.Э. Циолковского
Категория: Учебное пособие
Дисциплина: Материаловедение
Добавлен: 18.02.2019
Просмотров: 8557
Скачиваний: 117
31
Система
Состав
сплава
М
Н
, ºС
М
Н
-М
К
(А
Н
-А
К
),
ºС
А
Н
-М
Н
,
ºС
Класс МП
по
Вейману
Изменение кристал-
лической структуры
при МП
Размягчение
модулей
упругости
Тонкое
строение
мартенсита
(ат.%)
Cu-Sn
14,7÷15,4
Sn (ат.%)
0÷-150 ~30
60÷120 I
DO
3
→M2H
или M18R
C
Дв
Cu-Zn
38,5÷41,5
Zn (мас.%)
-10÷-180 ~50 ~10 II
B2→9R
или M9R
C
ДУ+Дв
Cu-Al-Ni
14÷14,5Al
3÷4,5Ni
(мас.%)
-140÷100 15÷30 ~20
I
DO
3
→2H C
ДУ+Дв
Cu-Al-Mn
11÷14Al
4÷8Mn
(мас.%)
160÷-90 35÷60 ~20
I
DO
3
→18R -
Дв+ДУ
Cu-Zn-B
X
15÷25Zn
B:Si,Sn,Ga
(мас.%)
-180÷100 ~50 ~10 II
B2→9R
(M9R)
DO
3
→18R
(M18R)
-
ДУ+Дв
Cu-Zn-Al
15÷30Zn
5÷16Al
(мас.%)
-180÷100 ~45 ~40 II
B2→9R
(M9R)
DO
3
→18R
(M18R)
C
ДУ+Дв
Примечание: решетки мартенсита: В19′ - моноклинная, В19′′ - триклинная, R - ромбоэдричаская, ОР - орторомбическая; ОС - очень сильное, С - сильное, Ср -
среднее, Сл - слабое, Дв - двойниковое, ДУ - дефекты упаковки, Дс - дислокационное, прочерк - отсутствие экспериментальных данных
* определяется режимами термической обработки
24
32
Таблица 2.2
Характеристики МП, исходной и мартенситной фаз в сплавах с неупорядоченной кристаллической структурой
Система
Состав сплава
М
Н
, ºС
М
Н
-М
К
(А
Н
-А
К
), ºС
А
Н
-М
Н
, ºС
Класс МП по
Вейману
Изменение
кристал-
лической
структуры при
МП
Размягчение
модулей
упругости
Тонкое
строение
мартенсита
Ti-Al-Mo
3÷5Al;
12÷13Mo;
3÷5Al;
14÷15Mo (мас.%)
100÷0
0÷-180
~120
~150
>0
<0
I
II
ОЦК→ОР
ОЦК→ОР
-
С
Дв+Дс
Дв
Ti-Al-V
3Al;12÷14V
3Al;15÷18V
(мас.%)
200÷0
0÷-180
~150
~150
>0
<0
I
II
ОЦК→ОР
ОЦК→ОР
-
С
Дв+Дс
Дв
Ti-Al-V-Mo*
1,6÷3,8Al;
4,0÷5,0V;
4,5÷5,5Mo
(мас.%)
(ВТ16)
550÷
-180
~150 <0 II ОЦК→ОР
Ср
Дв+Дс
Ti-Al-V-Fe
3,2Al;9,3V;
1,8Fe (мас.%)
-170 ~100 230
I ОЦК→ОР - Дв
25
33
Система
Состав сплава
М
Н
, ºС
М
Н
-М
К
(А
Н
-А
К
), ºС
А
Н
-М
Н
, ºС
Класс МП по
Вейману
Изменение
кристал-
лической
структуры при
МП
Размягчение
модулей
упругости
Тонкое
строение
мартенсита
Ti-Al-V-Mo-
Cr-Fe
4÷6,2Al;
4,0÷5,0V;
1,5÷2,5Mo;
0,8÷1,4Cr;
0,4÷0,6Fe
(мас.%)
(ВТ23)
550÷
-180
~150 <0 II ОЦК→ОР
Ср
Дв
In-Tl
15÷31Tl
(ат.%)
152÷
-150
0 ~3 -
ГЦК→ГЦТ
ОС
Дв
Fe-Pd
~30Pd
(ат.%)
-100 0 ~0
- ГЦК→ГЦТ - Дв
Mn-B
X
B:Cu,Ni,Ge,Ga и
др.
X=10÷25B
(ат.%)
150÷
-110
0 ~3 -
ГЦК→ГЦТ
ОC
Дв
Fe-Ni 20÷33Ni
(мас.%)
300÷
-200
~100
250÷
300
I
ГЦК→ОЦК
Cр
Дс+Дв
Fe-Ni-Nb 22÷30Ni; 140÷
150÷200 250÷
I ГЦК→ОЦТ
Cл -
26
34
Система
Состав сплава
М
Н
, ºС
М
Н
-М
К
(А
Н
-А
К
), ºС
А
Н
-М
Н
, ºС
Класс МП по
Вейману
Изменение
кристал-
лической
структуры при
МП
Размягчение
модулей
упругости
Тонкое
строение
мартенсита
2,5÷11Nb
(мас.%)
-180 700
Fe-Ni-Co-Ti
23Ni; 10Co;10Ti
(мас.%)
H23K10T10
0 140 150 I ГЦК→ОЦТ - Дс+Дв
31÷33Ni;
10Co;4Ti
(мас.%)
-127÷
-80
30÷125 25÷150
I ГЦК→ОЦТ - Дв+Дс
Fe-Mn
~17Mn
(мас.%)
107 80 60 II ГЦК→ГП - ДУ+Дс
Fe-Mn-Si
24,3÷35,9Mn;
2,6÷6,5Si
(мас.%)
123÷
-100
50 65÷130 I ГЦК→ГП - ДУ
Примечание: решетки мартенсита: В19′ - моноклинная, В19′′ - триклинная, R - ромбоэдричаская, ОР - орторомбическая; ОС - очень сильное, С -
сильное, Ср - среднее, Сл - слабое, Дв - двойниковое, ДУ - дефекты упаковки, Дс - дислокационное, прочерк - отсутствие экспериментальных
данных
* определяется режимами термической обработки
27
35
Более того, выделять термоупругие МП в отдельный класс МП не
совсем корректно, так как термоупругое равновесие, а именно о нем
говорили в своей работе Курдюмов Г. В. и Хандрос Л. Г. [7], может
наблюдаться и при МП в неупорядоченных структурах. Другое дело, что
упорядоченная
структура,
небольшие
сдвиговые
деформации
с
инвариантной плоскостью, смягчение решетки и некоторые другие
факторы, о которых пойдет речь ниже, способствуют проявлению
термоупругости в наиболее ярком виде. Это позволяет достаточно надежно
наблюдать явление термоупругого равновесия между мартенситными
кристаллами и исходной фазой непосредственно при металлографических
исследованиях.
В общем случае для реализации термоупругого равновесия
необходимо, чтобы величина накапливаемой при росте мартенситного
кристалла упругой энергии была достаточна для компенсации химической
движущей силы прямого МП, но не настолько велика, чтобы вызвать
пластическую релаксацию и нарушить когерентность на межфазной
границе. При температурах выше М
Н
роль движущей силы может
выполнять
механическая
движущая
сила,
которая
обусловлена
механическим напряжением (σ
МП
) и вызывает образование мартенсита
напряжения. Изменение М
Н
σ
под действием σ описывается уравнением
Клаузиуса-Клапейрона.
Изложенное
выше
о
термоупругом
равновесии
хорошо
иллюстрируется результатами экспериментальных исследований и
теоретических оценок для никелида титана, показанных на рис. 2.1.
Возникающие на когерентной межфазной границе упругие напряжения (σ
У
)
не могут релаксировать ни в мартенсите, ни в матрице, т. к. обе фазы имеют
значительно более высокие значения предела текучести (σ
Т
), чем значения
σ
У
. В тоже время низкие значения напряжения, вызывающие процесс
двойникования и передвойникования (σ
Т
ДВ
) в мартенсите В19′,
способствуют аккомодации межфазных напряжений и сохранению
когерентности.
В интервале прямого МП (М
Н
-М
К
) основную долю в запасенной
энергии должна играть упругая энергия межфазной границы "исходная фаза
- мартенсит", что делает практически безгистерезисным переход от роста