ИЗВЕСТИЯ РАН. СЕРИЯ ФИЗИЧЕСКАЯ, 2009, том 73, № 8, с. 1088-1090
УДК 669.018.6:620.187:539.21
ОСОБЕННОСТИ МАРТЕНСИТНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ, МИКРОСТРУКТУРА И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА НАНОСТРУКТУРНЫХ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ TiNi-TiFe С ПАМЯТЬЮ ФОРМЫ © 2009 г. В. Г. Пушин, Н. И. Коуров, Т. Э. Кунцевич
Учреждение Российской академии наук Институт физики металлов УрО РАН E-mail: pushin@imp.uran.ru
Методами просвечивающей электронной микроскопии, рентгенодифрактрометрии и измерения ряда свойств изучены микроструктура, мартенситные превращения и свойства сплавов квазибинарного разреза системы TiNi—TiFe с памятью формы, полученных методом сверхбыстрой закалки спиннин-гованием струи расплава (БЗР).
Сплавы квазибинарного разреза ТМ—ИБе, содержащие до 7 ат. % Бе, синтезировали из слитков методом спиннингования струи расплава на быст-ровращающемся медном барабане (при скоростях охлаждения 105—107 К/с) в атмосфере гелия. Полученные ленты имели ширину 1.5—2.0 мм и толщину 30—50 мкм, были однородны по толщине и ширине, имели гладкую свободную и контактную поверхности и ровные края.
МИКРОСТРУКТУРА И ФАЗОВЫЙ СОСТАВ СПЛАВОВ
Все исследованные сплавы в высокотемпературном аустенитном состоянии являются твердыми растворами замещения с В2-решеткой, упорядоченной по типу С8С1. Об этом свидетельствуют наличие сверхструктурных отражений В2, наблюдаемых наряду со структурными в дифракционных рентгеновских и электронографических экспериментах, а также линейная зависимость параметра аВ2 решетки от концентрации железа, совпадающая (в пределах ошибки) для обычных и БЗР-сплавов одного состава.
Микроструктурные исследования показали, что сплавы в исходном поликристаллическом состоянии после гомогенизации и закалки в воде или охлаждения на воздухе имеют средний размер зерна 30—70 мкм. Ленты сплавов, полученные спин-нингованием в результате сверхбыстрой закалки расплава, кристаллизуются с образованием субмикрокристаллической (СМК) зеренной структуры (рис. 1а) и имеют средний размер зерна 0.5— 0.9 мкм, что в 100 раз меньше размера зерен исходных сплавов, находящихся в поликристаллическом состоянии. Закалка при V = 107 К/с уменьшает вдвое средний размер зерен по сравнению с за-
калкой при V = 105 К/с. Соседние СМК-зерна образуют группы зерен, имеющих малоугловые или двойниковые разориентации.
Рентгенофазовый анализ показал, что при комнатной температуре все изученные БЗР-сплавы с содержанием Fe > 1 ат. % находятся в состоянии В2-аустенита и лишь сплав Ti50Ni50 имеет двухфазную (В2 + В19') структуру. При охлаждении в сплаве Ti50Ni49Fe1 происходит двухступенчатый термоупругий мартенситный переход (ТМП) В2 ^ R ^ ^ В19', в сплавах с 3 и 5 ат. % Fe — единственный переход В2 ^ R.
Электронно-микроскопические исследования in situ БЗР-сплавов были выполнены с использованием температурных приставок. При изучении легированных железом сплавов установлено, что в них вначале образуются тонкие монокристальные пластины R-мартенсита, зарождающиеся как гете-рогенно от границ СМК-зерен, так и гомогенно — внутри [1]. Их габитус близок {110}В2.
Следующим этапом в процессе перехода В2 ^ ^ R при продолжении охлаждения практически всегда являлось формирование пакетной структуры, вначале несовершенной, но по мере завершения перехода становящейся все более правильно организованной (рис. 1б). Пакетная морфология R-мартенсита представляет собой систему параллельных кристаллов-пластин, попарно двойнико-ванных по плоскостям габитуса и двойникования
{110}В2.
В БЗР-сплаве Ti50Ni49Fe1 при охлаждении вслед за неполным переходом В2 ^ R происходит, как уже отмечалось, превращение В2(Я) ^ В19' (рис. 1в). Морфология В19'-мартенсита в данном случае также преимущественно пакетная. Можно было полагать, что закалочные напряжения в ленте оказывают влияние на ТМП в БЗР-сплавах. Для
ОСОБЕННОСТИ МАРТЕНСИТНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ
1089
снятия данных напряжений был выполнен отжиг лент при температуре ниже порога первичной рекристаллизации В2-аустенита (700—770 К, 5 мин). Какого-либо влияния отжига в тройных сплавах, в которых мартенситные превращения происходят при температурах ниже комнатной, обнаружено не было. Сопоставляя средние размеры Я- и В19'-мар-тенсита, образующегося в обычных поликристаллических и СМК-сплавах аналогичных составов, следует отметить значительно большую дисперсность как в длину, так и в толщину, мартенситных кристаллов-пластин в БЗР-сплавах (толщина 0.08—0.1 мкм, длина 0.3—0.5 мкм). Очевидная причина этого обстоятельства — существенно меньший размер зерен в данных сплавах.
ДИАГРАММЫ МАРТЕНСИТНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ И МИКРОСТРУКТУРА МАРТЕНСИТА
Измерения р(Т) были выполнены в интервале температур 4.2—400 К. Сравнение зависимостей р(Т) и данных рентгенофазового анализа изученных сплавов подтвердило, что сплав Т150№50 имеет практически единственный мартенситный переход В2 о В19', сплавы в поликристаллическом состоянии, легированные до 4 ат. % Бе и сплавы в СМК-состоянии, легированные до 3 ат. % Бе, претерпевают каскад мартенситных переходов В2 о о Я о В19', тогда как МК-сплавы с содержанием 4—5 ат. % Бе и СМК-сплавы с 3—5 ат. % Бе испытывают единственный переход В2 о Я.
В сплавах, содержащих большие концентрации железа и не испытывающих, по дифракционным данным, мартенситных переходов, зависимости р(Т) тем не менее имеют аномальный нелинейный, но полностью обратимый при нагреве ход. Критические температуры начала и конца прямых (при охлаждении) и обратных (при нагреве) мартенситных переходов В2 о Я (И',,, М', Л', Л}) и В2 (или Я) о В19' (М, Ыр А, Ар) с достаточной точностью определяются по характерным изменениям Р(Т).
На основании полученных результатов были построены фазовые диаграммы мартенситных превращений в сплавах квазибинарного разреза ТМ—ИБе. Оказалось, что если критические температуры и (прежде всего М' и Л}) первого перехода В2 ^ Я уменьшаются не столь заметно (всего на 10—20 К), то аналогичные температуры второго превращения В2(Я) ^ В19' снижаются сильнее. Обращает внимание на себя одна особенность:
температуры конца прямого (Мр, М'{) и начала обратного (А, Л') переходов в БЗР-сплавах изменяются гораздо меньше, вследствие чего существенно (почти вдвое) сужается температурный гистере-
Рис. 1. Электронно-микроскопические изображения БЗР-сплава Т^дК^Ре! в В2-состоянии (а), в Я-состо-янии (б) и в В19'-состоянии (в).
зис переходов В2 о Я и В2(Я) о В19' в них по сравнению с поликристаллическими сплавами.
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
Исследование механических свойств быстроза-каленных сплавов, измеренных растяжением при комнатной температуре, показало следующее (рис. 2). Сплавы Т150№50 и Т150№49Ре1 проявляют ряд особенностей механического поведения, типичных для метастабильных сплавов никелида ти-
1090
ПУШИН и др.
а, МПа
1000
800 600 400 200
0 5 10
Б, %
Рис. 2. Диаграммы растяжения БЗР-сплавов Т150№50 (кривая 1), Т150№49ре1 (2), Т150№47рез (3) при комнатной температуре.
Рис. 3. Степень восстановления формы S в зависимости от деформации изгибом у в БЗР-сплавах Т150№50 (кривая 1), Т150К149Ре1 (2), Т150№47Ре3 (3).
тана. Они имеют весьма низкий предел стт (150 и 200 МПа соответственно), по достижении которого продолжение нагружения приводит к явно выраженной площадке псевдотекучести, обусловленной псевдоупругой деформацией мартенсита (см. кривые 1, 2 на рис. 2). Поскольку бинарный сплав при комнатной температуре находится в двухфазном (В19' + + В2) состоянии (М8 = 325 К, Иг = = 310 К), его неупругая деформация обеспечивается вначале за счет ориентированного роста кристаллов мартенсита вплоть до полного исчезновения
остаточного В2-аустенита, а затем и прежде всего путем переориентации мартенситных кристаллов в направлении действующей силы (смещением межкристаллитных, в основном двойниковых границ). Сплав Т150М149Ре1 в свободном состоянии имеет температуру начала В2 ^ ^-превращения М' = 295 К и начала В2(К) ^ В19'-перехода М5 = 260 К. Его растяжение при комнатной температуре индуцирует деформационный переход В2(Я)^В19' при ат = = 200 МПа. Величина деформации псевдотекучести ер в обоих случаях составляет 4—5%. Затем следует стадия линейного деформационного упрочнения до напряжения, соответствующего "верхнему" пределу текучести ст02, выше которого реализуется параболическая зависимость ст(е) вплоть до разрушения.
Иной вид имеет кривая ст(е) для сплава Т150№47Ре3 с единственным переходом В2 о- Я при
охлаждении (М' ~ А) = 245 К, М) ~ Л' = 230 К) (см. рис. 2, кривая 3). Его предел текучести ст02 = = 650 МПа в состоянии В2-аустенита. Мартенсит-ное превращение в процессе растяжения при комнатной температуре в нем не происходит вплоть до предела текучести. Для определения деформационных характеристик эффекта памяти формы (ЭПФ) в синтезируемых БЗР СМК-сплавах изучалось влияние деформации изгибом у на восстановление их формы S (рис. 3). Полное восстановление формы S достигается после деформации у до 6— 7%. После больших степеней у (до 10—11%) происходит снижение величины S (до ~90%), затем следует хрупкое разрушение ленты. Исследования с термоциклированием в диапазоне прямых и обратных превращений выявили наличие в БЗР-сплавах Т№—ИБе спонтанного эффекта обратимого запоминания формы (ЭОЗФ) — двунаправленного эффекта памяти формы, составляющего 8—15% от однонаправленного ЭПФ [2].
Электронно-микроскопические исследования выполнены в Центре электронной микроскопии ИФМ УрО РАН. Работа частично поддержана грантами № 07-03-96062 и 08-02-00844.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Пушин В.Г., Коуров Н.И., Кунцевич Т.Э. и др. // ФММ. 2001. Т. 92. № 1. С. 63.
2. Пушин В.Г., Коуров Н.И., Кунцевич Т.Э. и др. // Там же. С. 68.
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.