СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ
УДК 669.295'24'1:539.385
ОСОБЕННОСТИ СТРУКТУРЫ И ФАЗОВЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ В ТРОЙНЫХ СПЛАВАХ НА ОСНОВЕ TiNiFe, ПОДВЕРГНУТЫХ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ КРУЧЕНИЕМ ПОД ВЫСОКИМ ДАВЛЕНИЕМ И ТЕРМООБРАБОТКЕ
© 2014 г. В. Г. Пушин, Н. И. Коуров, Н. Н. Куранова, А. В. Пушин, А. Н. Уксусников
Институт физики металлов УрО РАН, 620990 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18
e-mail: pushin@imp.uran.ru Поступила в редакцию 20.06.2013 г. в окончательном варианте — 13.08.2013 г.
Представлены результаты комплексного изучения тройных метастабильных сплавов TiNiFe с низкотемпературным эффектом памяти формы, подвергнутых мегапластической деформации кручением под высоким давлением, а также последующей термической обработке. Исследования выполнены методами рентгеновской дифрактометрии, просвечивающей и растровой электронной микроскопии, измерений электрических свойств. Установлено, что пластическая деформация на умеренные степени обжатия в сплаве Ti50Ni49Fei индуцирует термоупругое мартенситное превращение В2 о В19' и образование развитой полосовой дислокационной и двойниковой субструктуры В19'-мартенсита, а в сплаве Ti50Ni47Fe3 формирует во многом аналогичную дислокационную субструктуру, но в В2-аустените. Мегапластическая деформация кручением под высоким давлением при комнатной температуре приводит к аморфизации в сплаве Ti50Ni49Fei и большеугловой нано-фрагментации в сплаве Ti50Ni47Fe3. Установлены особенности эволюции структуры и мартенситных превращений в тройных сплавах на основе TiNiFe после пластической деформации и термообработок. Обнаружено, что термообработка обоих сплавов после кручения под высоким давлением при температурах (573—773) К обеспечивает образование в них нанокристаллической или смешанной нано-субмикрокристаллической структуры.
Ключевые слова: никелид титана, термоупругие мартенситные превращения, мегапластическая деформация, кручение под высоким давлением, отжиг, кристаллизация, рекристаллизация.
DOI: 10.7868/S0015323014040123
ВВЕДЕНИЕ
С момента создания в середине 60-х годов прошлого века атомно-упорядоченные В2-сплавы на основе никелида титана, испытывающие термоупругие мартенситные превращения (ТМП) и обладающие эффектами памяти формы (ЭПФ) и сверхупругости (ЭСУ), не имеют аналогов и все более широко используются в качестве сенсорных и силовых исполнительных элементов различных устройств в разных областях экономики (в медицине, аэрокосмической технике, на транспорте, в электротехнической и добывающей промышленности, энергетике и др.) [1—7]. Современные тенденции по разработке этих материалов сосредоточены на повышении прочности и развиваемых усилий, миниатюризации изготовленных из них конструктивных элементов при сохранении пластичности и уникальных специальных функциональных свойств памяти [6—8]. Данные обстоятельства являются объективной причиной повышенного интереса к новым мето-
дам получения высокопрочных сплавов с ТМП и ЭПФ, обладающих, прежде всего, комплексом необходимых благоприятных эксплуатационных характеристик для применения в высокоответственных изделиях, в том числе для использования в условиях низких температур.
Известно, что одним из эффективных способов получения данных сплавов в высокопрочном состоянии являются сочетанные технологии контролируемой многопроходной пластической деформации (прокаткой, ковкой, волочением, прессованием) и термообработки [6—14]. Наиболее высокие степени накопленной деформации при сохранении цельных образцов в лабораторных условиях обеспечивает метод кручения под высоким давлением (КВД), в результате чего сплавы не только разупорядочиваются и приобретают нанокристаллическое состояние, но и аморфизируются. В подавляющем большинстве известных работ были изучены бинарные мета-стабильные сплавы Ti—Ni [9—18], а в работах [14,
Таблица 1. Химический состав и критические температуры прямых (Ms, М\, Мр, М') и обратных (Л5, А',., Ар, А') ТМП B2 ^ R ^ B19' сплавов
Сплав
Химический состав, ат. %
Обработка
Ti Ni Fe ms Mf AS Af Ms Mf As Af
Ti5öNi47Fe3 50 47.3 2.7 Закалка от 800°С 270 250 255 280 150 120 190 210
Закалка от 800°С 310 295 300 320 285 260 295 300
Ti50Ni49Fe1 50 48.6 1.4 Закалка + КВД (п = 5) 290 275 280 295
Закалка + КВД + 573 К 20 мин 295 285 285 300 205 160 230 255
Закалка + КВД + 773 К 20 мин 300 295 295 305 200 190 240 270
Мартенситные точки, К
ТМП B 2 ^ R
ТМП R ^ B19'
Таблица 2. Степень относительного сужения (у) и соответствующая истинная деформация (е) при прокатке и истинная сдвиговая деформация (е) при КВД на половине радиуса (г/2) и в краевой области (г) диска
Сужение у, % Толщина tk, мм Ист. деф. n Толщина tk, мм Ист. деф. e = = ln(2nnr/tk)
e = ln(t0/tk) r/2 r
10/15 0.90/0.85 0.10/0.15 5 0.28 5.6 6.3
25/30 0.73/0.69 0.31/0.36 10 0.25 6.4 7.1
15] тройной сплав Т150№47Ре3. Результаты изучения тройных сплавов с высокотемпературным ЭПФ Т150№25Си25 представлены в двух наших публикациях [19, 20].
Данная же работа посвящена комплексному анализу тройных метастабильных сплавов ТМБе с низкотемпературным ЭПФ, подвергнутых мега-пластической деформации (МПД) кручением под высоким давлением, а также последующей термической обработке. Для сравнения влияния КВД были выбраны два аустенитных сплава: 1150№49Ре1 с критическими точками ТМП вблизи комнатной температуры и Т150№47Ре3 с наиболее низкими критическими точками ТМП при условии реализации обоих ТМП Б2 ^ Я и Я ^ Б19' [1-6].
МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ
В качестве материала для исследования были выбраны сплавы двух составов 1150№49Ре1 и 1150№49Ре3, полученные из высокочистых компонентов (чистотой 99.99%) методом электродуговой плавки в гелиевой атмосфере и способные испытывать ТМП Б2 ^ Я ^ Б19'. Химический состав и критические температуры ТМП в исходном поликристаллическом состоянии исследованных сплавов после закалки от 800°С представлены в табл. 1.
Умеренную пластическую деформацию при комнатной температуре выполняли на пластинах толщиной 1 мм прокаткой в плоских валках на
степень деформации обжатием у за один проход 3—5%. МПД кручением под давлением 8 ГПа при комнатной температуре на 5 и 10 оборотов (n) в камере Бриджмена проводили на образцах в форме дисков диаметром 10 мм (r = 5 мм) и толщиной (t0) 0.3 мм со скоростью вращения подвижной наковальни 1 об/мин (табл. 2). Отжиг сплавов выполняли при 573, 673 и 773 К в течение 20 мин. Структуру и мартенситные превращения в сплавах изучали с помощью методов рентгеновского фазового и структурного анализа (РФСА) на ди-фрактометре ДРОН-3М и электронной микроскопии высокого разрешения, просвечивающей (ПЭМ) и сканирующей (СЭМ), на оборудовании отдела электронной микроскопии ЦКП ИФМ УрО РАН: просвечивающих электронных микроскопах JEM-200 CX, СМ-30 и Tecnai G2 30, оснащенных приставками EDAX, а также сканирующем электронном микроскопе Quanta 200, оснащенном системой Pegasus. Также были выполнены необходимые аттестационные температурные измерения электросопротивления.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ
Микроструктурная аттестация исследуемых не-деформированных сплавов, легированных железом, показала, что в исходном состоянии после завершающего гомогенизирующего отжига при 800°C, 1 ч с последующей закалкой в воде изучаемые сплавы имеют обычную полиэдрическую микрозернистую структуру с размерами зерен,
Таблица 3. Параметры элементарной ячейки В2-аустенита, В19'-мартенсита и удельный объем превращения АУ/У сплавов Т150№49ре1 (273 К) и Т150№47Ре3 (140 К)
Сплав аВ2, нм aB19', нм bB19, нм Св 19', нм Рв№ ° Д V/V, %
TÍ50NÍ49Fe1 0.3014 0.2883 0.4129 0.4635 97.2 —0.04
Ti5QNÍ47Fe3 0.3014 0.2888 0.4099 0.4645 96.8 —0.3
варьирующихся в пределах 30—50 мкм. Установлено также, что вблизи комнатной температуры один из сплавов Ti50Ni47Fe3 находится в состоянии атомно-упорядоченной В2-фазы, а другой — Ti50Ni49Fe1 практически в состоянии В19'-мартен-сита (рис. 1). При этом сплав Ti50Ni47Fe3 испытывает полное ТМП В2 ^ R ^ B19' при охлаждении до 140 К. Определенные по данным РФСА параметры решетки B19'- и В2-фаз и отрицательные удельные объемные эффекты ТМП приведены в табл. 3.
Ранее проведенные нами структурные исследования сплавов квазибинарной системы интерметаллических соединений TiNi—TiFe [21—23] показали, что метод сверхбыстрой закалки спин-нингованием струи расплава (БЗР), не приводит к принципиальным изменениям характеристик мартенситных превращений по сравнению с ТМП в обычных поликристаллических сплавах тех же составов. Лишь несколько снижаются температуры начала и конца прямых и обратных ТМП В2 ^ R ^ В19' [5, 21-23]. Все эти сплавы в высокотемпературном аустенитном состоянии являются твердыми растворами замещения с В2-ре-шеткой, упорядоченной по типу CsCl. По данным [5, 6], в тройных сплавах на основе никели-да титана с небольшим легированием железом (до 3 ат. %) R-мартенсит имеет тригональную, а В19' — моноклинную решетку. Важно, что в результате сверхбыстрой закалки наблюдается заметное (в 100—200 раз) уменьшение среднего размера зерен (до 0.2—0.5 мкм) и их отклонения от среднего, а также некоторое повышение плотности дислокаций, и, по-видимому, вакансий [21—23]. Нами для дальнейшего измельчения зеренной структуры этих сплавов с целью наноструктури-зации был использован метод КВД, успешно и эффективно показавший себя на метастабильных бинарных сплавах Ti—Ni [6—18].
Известно, что развиваемое при обжатии образцов в процессе пластической деформации давление инициирует в метастабильных сплавах нике-лида титана ТМП вследствие отрицательного знака величины удельного объемного эффекта AV/V = (VM — VA)/VA в соответствии с уравнением Клайперона-Клаузиуса [2]. По своим характерным микроструктурным и морфологическим особенностям бинарные сплавы Ti—Ni после обработки высоким давлением, превосходящим их пределы текучести и прочности, во многом ана-
логичны сплавам после холодной пластической деформации прокаткой на (15—30)% [18]. В этом случае в сплавах, метастабильных по отношению к деформации, практически полностью происходит деформационно-индуцированное ТМП В2 ^ В19'.
Поэтому вначале было изучено влия
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.