научная статья по теме СТРУКТУРНЫЕ И ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В СПЛАВАХ TINI-TIAL И TINI-ALNI С ЭФФЕКТАМИ ПАМЯТИ ФОРМЫ. I. РЕНТГЕНОГРАФИЯ И ЭЛЕКТРОСОПРОТИВЛЕНИЕ Физика

Текст научной статьи на тему «СТРУКТУРНЫЕ И ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В СПЛАВАХ TINI-TIAL И TINI-ALNI С ЭФФЕКТАМИ ПАМЯТИ ФОРМЫ. I. РЕНТГЕНОГРАФИЯ И ЭЛЕКТРОСОПРОТИВЛЕНИЕ»

ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2004, том 97, № 2, с. 85-92

СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ

УДК 669.24'295'71: 669.112.227.346.2: 539.25.126

СТРУКТУРНЫЕ И ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В СПЛАВАХ TiNi-TiAl И TiNi-AlNi С ЭФФЕКТАМИ ПАМЯТИ ФОРМЫ. I. РЕНТГЕНОГРАФИЯ И ЭЛЕКТРОСОПРОТИВЛЕНИЕ

© 2004 г. В. Г. Пушин, Н. Н. Куранова, Н. И. Коуров, Л. И. Юрченко, А. Н. Уксусников

Институт физики металлов УрО РАН, 620219 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18 Поступила в редакцию 26.05.2003 г.

Изучено влияние легирования алюминием на особенности микроструктуры и мартенситные превращения в тройных квазибинарных сплавах системы TiNiAl. Исследования выполнены, используя in situ методы просвечивающей электронной микроскопии, рентгеновской дифрактометрии 0/20, измерений электросопротивления в широком интервале температур. Построены полные диаграммы мартенситных превращений в сплавах двух разрезов Ti50Ni50 _ xAlx и Ti50 _ yNi50Aly. Определены характеристические температуры начала и конца прямых и обратных переходов B2 -—- R и B2 -—► R -—- B19' и их последовательность в зависимости от содержания алюминия в интервале 0-5 ат. %. Исследованы температурные эффекты анизотропии параметров решеток R- и В19'-фаз и их удельных объемов и аккомодационно-релаксационные механизмы превращений В2 —»- R и R —- В19' в сплавах.

ВВЕДЕНИЕ

В2-сплавы на основе никелида титана испытывают термоупругие мартенситные превращения (МП) и проявляют обусловленные ими уникальные эффекты памяти формы (ЭПФ), гиперупругости, сверхпластичности и ряд других необычных свойств [1-13]. В предмартенситном состоянии они обладают уникальным квазиизотропным размягчением модулей упругости и другими решеточными и электронными аномалиями [9-13].

Важным направлением в создании и совершенствовании данных сплавов является их комплексное легирование. Бинарные сплавы Т1-№ и ряд трехкомпонентных сплавов на их основе, такие как Т1№-Т1Бе, Т1№-Т1Со, Т1№-ТЮи, изучены достаточно полно [1-12]. В значительно меньшей степени изучены сплавы с ЭПФ систем Т1№Мп [14], Т1№№> [15], Т1№2г [16] и другие возможные кандидаты. Так, практически не исследованы тройные сплавы Т1№А1, температурно-концент-рационные зависимости критических температур и последовательность мартенситных превращений в них, атомная структура и структурные типы мартенситных фаз, их микроморфология [17].

В то же время известно, что в зависимости от химического состава В2-сплавов на основе никелида титана последовательность, как и критические температуры мартенситных превращений, кристаллические структуры мартенситных фаз могут быть различными: В2 -—- В19' в бинарных сплавах Т1-№ стехиометрического состава Т150№50 и обогащенных титаном, В2 -—► Я -—- В19' и В2 -—- Я в стареющих бинарных сплавах, обога-

щенных никелем, и ряде тройных Т1№-Т1Ме (где Ме = Бе, Со, Мп), В2 -—► В19 и В2 -—- В19 -—► В19' в тройных легированных Ме = Си, Рё, И, Аи [1-12].

Поэтому в настоящей работе были изучены малоисследованные сплавы двух квазибинарных разрезов Т1№-Т1А1 и Т1№-А1№.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТОВ

Бинарный Т150№50 и тройные сплавы, легированные путем замещения никеля или титана алюминием до 5 ат. %, были приготовлены из высокочистых компонентов (чистоты 99.99%) электродуговой плавкой в атмосфере очищенного гелия с многократным переплавом. Гомогенизацию литых сплавов производили отжигом в вакууме при 1070-1170 К с последующим охлаждением на воздухе. Закалку от 1170 К выполняли в воде при комнатной температуре.

Структуру и фазовый состав сплавов изучали рентгенодифрактометрически, на аппарате ДРОН-3М в монохроматизированном излучении Си^а с цифровой записью результатов, и на просвечивающем электронном микроскопе ШМ-200СХ с использованием стандартных температурных приставок. Погрешность в определении периодов решеток аустенита не превышает ±0.03%, мартенситных фаз Я и В18' - ±0.1%.

Температурные зависимости электросопротивления сплавов измеряли обычным четырехконтактным методом при постоянном токе в интервале температур 4.2-400 К. Поскольку квазиби-

аЪ2, нм 0.3030

0.3030 0.3028 0.3026 0.3024 0.3022^-

220

240

(б)

4 5

А1, ат. %

260

280

300 Т, К

Рис. 1. Концентрационная (а) и температурная (б) зависимости параметра аВ2 Б2-фазы сплавов системы Т15()№50 - хА1х (аХ Т15()№45А15 (б, криВаЯ I) (б, кривая 2).

20, град

42.8 -

42.6 -

42.4 -

42.2 -

42.0 -

41.8 -

41.6 -

41.4 -

41.2 -

I, имп/с

2000 -

1800 -

1600 -

1400 -

1200 -

1000 -

800 -

600 -

400 -

200 -

0

50

(а)

(020)б19'

(11-1)б19'

(б)

(11-1)

(3-30)к

{110}

Б2

(330)к

{110}

Б2

100

150

200

250

300

Т, К

нарные сплавы с содержанием алюминия 5 ат. % не испытывали по данным р(Т) никаких фазовых превращений, сплавы с большей, чем 5 ат. %, концентрацией алюминия не исследовали.

Рис. 2. Температурные зависимости углового положения 20 (а) и максимальной интенсивности (б) брэг-говских отражений Б2, Я и Б19'-фаз в сплаве Т150№48А12.

РЕЗУЛЬТАТЫ ЭКСПЕРИМЕНТОВ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

Исследованные сплавы квазибинарных разрезов Т1№-Т1А1 и Т1№-А1№ в высокотемпературном состоянии представляют собой твердые растворы замещения с атомно-упорядоченной Б2 (СзС1)-решеткой, фиксирующиеся при закалке. Другие фазы при рентгенографическом исследовании Б2-аустенита в них обнаружены не были, исключая следы (<3 мас. %) фазы Т12№, по-видимому, стабилизированной кислородом [9, 10]. По данным рентгенодифрактометрического изучения, была определена зависимость периода аБ2 для Б2-фазы сплавов от содержания алюминия. Оказалось, что она имеет нормальный практически линейный ход, испытывая некоторый рост аБ2 при увеличении концентрации алюминия, обладающего большим атомным радиусом, чем никель, и близким к титану (см. рис. 1а). При уменьшении тем-

пературы измерений наряду с обычным поведением выше МП (рис. 16, кривая 1) был обнаружен аномальный рост аБ2 в сплавах Т1№А1 ниже температуры М^ начала МП Б2 —► Я вплоть до исчезновения остаточного аустенита вблизи температуры М5 начала второго МП Я —► Б19' (рис. 16, кривая 2).

Как известно, при охлаждении сплав Т150№50 испытывает единственное мартенситное превращение Б2 -—- Б19' при М5 ~ 320-330 К. В изученных тройных сплавах Т1№А1 имеет место каскад двух переходов Б2 -—- Я -—► Б 19' (рис. 2). Из рентгенодифрактометрических данных следует, что интегральные и максимальные интенсивности брэгговских отражений сначала Б2, а затем и Я-фазы метастабильных сплавов испытывают снижение вплоть до температуры начала мартен-ситного перехода Б2 —► Б19' в бинарном сплаве Т150№50, или Б2 —»- Я и Я —»- Б19' в тройных спла-

а, нм

0.9075 г

0.9070 -

0.9065 -

0.9060 -

0.9055 -

0.9050 -

0.9045 -

0.9040 -

а, град

90.0 -

89.8 -

89.6 -

89.4 -

89.2 -

89.0

(а)

%

3 а

В2

М',

аР

180 200 220 240 260 280 300

а, нм 0.740

0.738

0.736

0.734

0.732 с, нм

0.530

0.710

(б)

ан

150 170 190 210 230 250 270

а, нм

9.050 -

9.045 -

9.040 -

9.035 -

9.030 -

9.025 -

9.020 -

9.015 -

9.010 -

а, град

90.0 -

89.8 -

89.6 -

89.4 -

89.2 -

89.0

(в)

аЯ

ак

3аВ2 -♦—♦-

(г)

180 200 220 240 260 280 300

а, нм 0.740

0.738

0.736

0.734

0.732

0.730 с, нм 0.530

0.528

0.526

0.524

0.522 с / а 0.725

0.720

0.715

0.710

0.705-

180 200

ан

сн

с/а

220 240 260 280 300

Т, К

Рис. 3. Температурные зависимости параметров аустенита аВ2 и Я-мартенсита ак, ак (а, в) и ан, сн, с/а (б, г) сплавов 'П50№48А12 (а, б) и Т148№50А12 (в, г).

а, нм

0.2905

0.2895 Ь, нм 0.4125

с, нм 0.4665

в, град 97.4 г

(а)

аБ19'

ЬБ19'

сБ19'

а, нм 0.2898

0.2877

0.2856

b, нм 0.4130

0.4125

0.4120

0.4115

0.4110

0.4105

c, нм 0.4640

0.4631

0.4621

60 80 100 120 140 160 180 200

96.8

(б)

в, град

97.6 г

97.4 97.2 97.0

аБ19'

УБ19'

сБ19'

100 120 140 160 180 200 220

Т, К

Рис. 4. Температурные зависимости параметров а, Ь, с, в Б19'-мартенсита в сплавах Т150№48А12 (а) и Т148№5дА12 (б).

в

в

вах Т1№А1 (см. рис. 26). Такое поведение рентгеновских линий, как известно, обусловлено двумя процессами: уменьшением устойчивости Б2-решет-ки сплавов в преддверии МП Б2 —» Б19' и Б2 —► Я и решетки Я-мартенсита перед переходом Я —► Б19' [6-13], а также, что явно демонстрирует рис. 26, изменением относительного количества фаз Б2, Я, Б19' при развитии собственно мар-тенситных превращений. В обоих данных случаях, как в предпереходном состоянии, так и при мартенситном превращении нарастает уширение

брэгговских рентгеновских отражений и диффузное рассеяние вблизи них.

В сплавах с 1-2 ат. % А1 при охлаждении вначале происходит неполный мартенситный переход Б2 —► Я, а при дальнейшем уменьшении температуры начинается второе мартенситное превращение Б2(Я) —Б19' (см. рис. 2). Как в случае первого перехода Б2 —► Я, так и при втором превращении Я —► Б19' четко рентгенодифрактоме-трически идентифицируются широкие по температуре двухфазные состояния: В2 + Я и Я + Б19', соответственно, предваряющие установление в

V 13.85

13.80

13.75

13.70

13.65

AV / V 0

-0.2 -0.4 -0.6

-0.8

50

(а)

V 13.75

100 150 200 250

13.55 AV/V 0

-0.2 -0.4 -0.6 -0.8 -1.0

_i -1.2 300 100 T, к

(б)

B19'

150

200

B2

♦-♦—♦-♦

R

250

300

Рис. 5. Температурные зависимости удельного объема VaT и объемного эффекта превращений AVIV в сплавах Ti50Ni48Al2 (а) и Ti48NisoAl2 (б).

сплавах однофазного состояния со структурой мартенсита B19' при более глубоком охлаждении. На рис. 3а, 3в показаны температурные зависимости параметров решетки R-мартенсита в ромбоэдрической системе координат % и aR тройных сплавов Ti50Ni48Al2 и Ti48Ni50Al2. Измерения приведены для температурного интервала между точками Mj и Mj, в котором дифракционные линии R-фазы имели достаточно большую интенсивность (см. рис. 2).

Несколько иначе происходят мартенситные превращения B2 —► R —► B19' в сплавах с большей концентрацией алюминия (3 ат. %). Первый в каскаде двух мартенситных превращений переход B2 —► R протекает в широком интервале температур и успевает завершиться практически полностью, о чем свидетельствуют полученные при охлаждении in situ спектры рентгеновских дифракционных линий. Затем при охлаждении начинаетс

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.

Показать целиком

Пoхожие научные работыпо теме «Физика»