автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Дилатометрические и структурные изменения при реализации обратимого и необратимого эффектов запоминания формы в термически и термомеханически обработанных сплавах на основе Ti-Ni

СГ п Г п I I О V/ • I

1 О ПАР 1ЯР.7

Министерство общего и профессионального образования РФ

Московский государственный институт стали и сплавов (технологический университет)

На правах рукописи

ЛАГУНОВА Маргарита Игоревна

ДИЛАТОМЕТРИЧЕСКИЕ И СТРУКТУРНЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ ПРИ РЕАЛИЗАЦИИ ОБРАТИМОГО И НЕОБРАТИМОГО ЭФФЕКТОВ ЗАПОМИНАНИЯ ФОРМЫ В ТЕРМИЧЕСКИ И ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКИ

ОБРАБОТАННЫХ СПЛАВАХ НА ОСНОВЕ Ть№

Специальность 05.16.01. - "Металловедение и термическая обработка металлов"

Автореферат диссертации на соискание ученой степени , кандидата технических наук

Москва, 1997

Работа выполнена в Московском Государственном институте стали и сплавов (технологическом университете)

Научный руководитель:

доктор физико-математических наук Прокошкин С.Д.

Официальные оппоненты:

доктор физико-математических наук Удовенко В. А.

кандидат технических наук Лукьякычев С.Ю.

Ведущее предприятие:

^ ¡МЕТ РАН им. А.А.Байкова

Защита диссертации состоится <<<^>> •М^1^-1997 г, в "^часов на заседании диссертационного совета К 053.08.03 в Московском Государственном институте стали и сплавов (технологическом университете), 117936, г.Москва, ГСП-1, Ленинский проспект, дом 4, ауд. 43.6.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Московского Государственного института стали и сплавов.

Автореферат разослан 997 года.

Ученый секретарь совета, доцент, к.т.н.

Самарии Б.А.

• 3

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

-Актуальность' проблемы. В ряду сплавов, проявляющих эффект запоминания формы (ЭЗФ), шг.хлид титана выделяется наиболее удачным сочетанием высоких специальных свойств, механических характеристик и коррозионной стойкости, поэтому он нашел достаточно широкое применение в различных областях техники (авиакосмической, приборостроительной, медицинской и др.).

Один из наиболее перспективных путей повышения эффективности практического использования сплавов с ЭЗФ в настоящее время связан с изысканием иорых возможностей управления их специальными свойствами за счет различных.способов обработки.

Основными специальными (функциональными) характеристиками ЭЗФ являются величина восстанавливаемой (обратимой) деформации, температурный интервал восстановления формы, а также развиваемое при восстановлении формы в условиях внешнего противодействия реактивное напряжение. Обратимый (мйогократно повторяющийся в цикле нагрев-охлаждение) эффект запоминания формы (ОЭЗФ) характеризуется, кроме того, термоциклической стабильностью величины обратимой деформации, что особенно важно для использования эффекта в устройствах многоразового действия.

Необходимым условием проявления как однократного ЭЗФ, так и ОЭЗФ является наличие в сплаве термоупругого мартснситного превращения, структурные, субструктурные, кристаллографические особенности и температурные условия реализации которого определяют комплекс получаемых в результате проявления ЭЗФ специальных свойств. Эффективными способами воздействия на мартенситные превращения, а следовательно, и на функциональные свойства сплавов с ЭЗФ являются термическая и термомеханическая обработки: высокотемпературная (ВТМО), с деформацией стабильного аустенита В2-фазы, и низкотемпературная (НТМО) с деформацией метастабильного аустенита и/или стабильного мартенсита. '

Влияние ВТМО на комплекс . свойств сплавов Т1-№ для случай" однократного проявления ЭЗФ исследовано достаточно полно. Установлено, что с помощью ВТМО можно существенно (в 1,5-2,5 раза) повысить максимальное реактивное напряжение и сопротивление деформации аустенита без потери пластичности, а также регулировать характеристические точки температурного интервала мартенситных превращении (ТИМП).

В то же время влияние термомеханической и термической обработок на характеристики ОЭЗФ изучено недостаточно, и соответствующее исследование . представляет значительный интерес для практического использования сплавов Т1-№. При этом следует иметь в виду, что ОЭЗФ возникает уже непосредственно в результате ТМО, поэтому важно знать особенности его взаимодействия с ОЭЗФ, наводимым активной деформацией после ТМО.

Воздействие НТМО как перспективного способа наведения ЭЗФ на превращения, структуру, механические и специальные свойства сплавов "П-Ж систематически не изучено, особенно применительно к используемому на практике сортаменту (тонкая проволока), хотя можно предположить, что разнообразие условий возникновения мартенсита (при охлаждении и деформации), усложнение субструктуры и напряженного состояния, развитие текстуры мартенсита должны оказать влияние на обратное мартенситное превращение, Что позволит раздвинуть границы практического применения сплавов с ЭЗФ, Кроме того, использование низкотемпературных схем ТМО позволит значительно облегчить формоизменение материала в ходе деформации при НТМО за счет совпадения интервала температур деформации с интервалами неустойчивости В2-фазы или переориентировки мартенсита в этих сплавах и проявления эффектов пластичности превращения (или переориентировки). 1

Влияние НТМО должно сказаться не только на ЭЗФ, проявляющемся за счет анизотропии металла после обработки, но и на ЭЗФ, наведенном последующим нагружением после НТМО.

Цель работы - изучение особенностей мартенсигных превращений и структурообразования в условиях ВТМО и НТМО сплавов на основе никелида титана для расширения возможностей управления , обратимым эффектом запоминания формы с, помощью термомеханческой и термической обработок, а также регулирования параметров ЭЗФ с использованием НТМО.

Для достижения заданной цели необходимо решить следующие задачи:

1. Исследовать величину и термоциклическую стабильность ОЭЗФ в термически и термомеханичееки обработанных сплавах Ть№, проявляющегося как непосредственно после обработок, так и наведенного последующей активной деформацией.

2. Методами рентгенографического, дилатометрического, электронно-микроскопического анализов оценить структурные изменения, сопровождающие реализацию ОЭЗФ.

3. Исследовать влияние схем НТМО с деформацией мартенсита на дилатометрические эффекты, их структурный механизм, положение температурных интервалов мартенсиТных превращений и специальные свойства сплавов Т|-№.

Научная новизна работы заключается в следующем:

- изучено влияние термического старения, старения под напряжением и деформационного старения на величину и стабильность ОЭЗФ в сплавах Т(-№ и установлены режимы этих обработок, обеспечивающие существенное увеличение обратимой деформации; показано, что непосредственно в результате ВТМО можно получить отрицательный ОЭЗФ величиной до 3,0 %;

- установлено, что в случае наведения отрицательного ОЭЗФ активной деформацией аустенита термо иеханнчески н термически обработанных сплавов Т|-Ы1 достигается предельная величина результирующего отрицательного эффекта, составляющая не более 2-2,5 %, которая определяется максимальной реализацией ориентирующих факторов в аустените; 1 х

- установлено, что возникающий в сплавах Ть№ при нагреве после НТМО высокотемпературный ЭЗФ с максимальной температурой реализации ~ 500 °С состоит из двух последовательных дилатометрических эффектов разной природы; предложены структурные механизмы этих эффектов;

- показано, что активная деформация растяжением после НТМО наводит значительный по величине ЭЗФ, который также реализуется при нагреве п резко расширенном интервале температур.

Практическая ценность работы заключается в создании режимов термомеханической обработки, позволяющих целенаправленно регулировать специальные свойства сплавов Т1-№ с памятью формы и расширять их пределы без изменения состава.

На базе НПО ВИЛС проведено опытно-промышленное опробование режимов термомеханнческой обработки, предложенных в диссертационной работе, обеспечивающих • получение высокого комплекса функциональных характеристик сплавов при проявлении ОЭЗФ.

Публикации и апробация работы. Основные положения н отдельные разделы диссертации были доложены и обсушены на Российской научно-технической конференции "Новые материалы и технологии" ( Москва, 1994 г.), Ш Российско-китайском симпозиуме "Передовые материалы и процессы" (Калу! а, 1995 г.), I • Российско-американском семинаре и XXXI семинаре "Актуальные проблемы прочности"(Санкт-Петербург, 1995 г.), Российской

научно-технической конференции "Новые материалы и технологии" (Москва, 1995 г.), научно-техническом семинаре "Бернштейновскне чтения по термомеханической обработке металлических материалов" (Москва, 1996 г.), XXXII семинаре "Актуальные проблемы прочности" памяти В.А.Лихачева (Санкт-Петербург, 1996 ). Основное содержание диссертации опубликовано в 8 печатных работах, __

Структура и объем работы. Диссертация изложена на стр. машинописного текста, состоит из введения. глав, выводов, '/приложений. Включает^" рисунков. & таблиц, библиографию из "/УХнаименований.

ОСНОВНОЕСОДЕРЖАНИЕРАБОТЫ

•АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР. Мартеиситные превращения в сплавах, проявляющих эффект запоминания формы.

Рассмотрены термодинамика и кинетика мартенситных превращений в сплавах, проявляющих ЭЗФ. Описана кристаллическая структура фаз и фазовые превращения в сплавах Т1-№, рассмотрено влияние химического состава, термической и термомеханической обработок на мартенситные превращения н свойства этих сплавов, а также особенности обратимого эффекта запоминания формы. ,

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ .

Материалом для исследований служили сплавы на основе шшелида титана, выплавленные во Всесоюзном институте легких сплавов в индукционной вакуумной гарнисажной печи. Химический состав исследуемых сплавов и характеристические температуры интервала мартенситных превращений после закалки от 800-900 °С, 30 мин. в воде представлены в табл. 1.

Горячепрессованные прутки диаметром 45-60 мм подвергали дальнейшему прессованию для получения заготовок под волочение (сплавы 1,2,4,6) и подвергали ротационной ковке (сплав 4), либо подкатывали до толщины 11,2 мм, нагревали при 900 °С, 30 мин. и охлаждали в воде, получая заготовки под ТМО. »

Таблица I

Химический состав исследуемых сплавов и температурные интервалы____

мартснснтных превращений

№ № Ре Мн Мк Ан Ак Та

атомные проценты °С

1 49,4 50,6 -8 -24 0 9 -1

2 50,0 50,0 не 68 55 86 98 -

3 50,0 47,0 3,0 -127 -168 -110 -75 -15

4 49,2 50,8 более 0 -30 0 10 -5

5 48,0 52,0 -65 -30 -42 -12 -12

6 '49,5 50,5 С,25 28 0 40 50 -

Из полученных заготовок теплым (сплав 4) или холодным (сплавы 1,2,6) волочением была получена проволока диаметром 0,9 мм. После этого образцы сплавов 1,2,4,6 .термообрабатываяи по разным режимам. Массивные образцы при контрольной обработке закаливали от 800-900 °С, 30 мин. в воде.

Высокотемпературную деформацию в цикле ВТМО сплавов 2 и 3 осуществляли прокаткой за один проход в интервале температур начала прокатки 500-1000 °С со степенями деформации е=0,3 и 0,5 с последующим охлаждением в воде, а ВТМО сплава Г- прокаткой за один проход при 800 °С с б = 0,4 с последующим охлаждением в воде.

Образцы сплавов 2 и 3 ( после ВТМО г.о заданным режимам) подвергали последующей активной деформации растяжением для наведения ОЭЗФ на разрывной машине Р-5 со степенями деформации 5-20 % в мартенситом (Тдаф= Тгоин, сплав 2) и аустенитном (ТДСф=200 °С, сплавы 2, 3) состояниях (табл. 2).

Влияние термической обработки (старения) на величину и стабильность ОЭЗФ исследовали на образцах стареющего сплава 1, которые после закалки от 800 °С в воде состаривалн по режимам: 300 °С, 3 ч.; 450 °С, 5 мин.; 450 °С, 3 ч.; 570 °С, 3 ч., соответствующим протеканию различных стадий старения. После этого образны циклировали через интервал температур минус 196-100 °С, включающий температурный интервал мартенситных превращений сплава, на базе п = 50 термоциклов.

Таблица 2

Режимы активной деформации растяжением сплавов 2 и 3 после различных режимов ВТМО

ВТМО Деформация растяжением

Сплав Тдеф, ° С - е, % ¿.С* Тдсф,°С е, % -

700 50 5 20 5

700 30 ' ' 5 20 10

700 50 5 20 20

2 900 50 5 20 7

900 50 5 - 20 12

900 50 5 20 15

900 30 5 200 12

1000** 50 5 20 . 10

3 500 50 1 200 13

700 50 5 200 14

900 50(1НП)* 3 200 13

900 50 3 200 12

1000** 50 5 200 13

* - образец вырезан перпендикулярно напраьленню прокатки при ВТМО; ** - после прокатки при 1000 "С образец выдерживали в печи при 1000 «С , 1 мин. с последующей .закалкой в воде.

Для определения влияния старения под напряжением и деформационного старения на величину и стабильность ОЭЗФ закаленные от 800 °С в воде образцы сплава 1 нагружали по различным температурно-временным режимам на универсальной испытательной машине ДУ-19. Старение под напряжением проводили по следующим режимам: нагружение при 25 °С в упругой области, нагрев под нагрузкой до температуры 450 °С с выдержкой при данной температуре без снятия нагрузки 5 мин. (режим 1), 15 мин. (режим 2), и 1 ч. (режим 3). Деформационное старение осуществляли по режимам: нагружение по мере нагрева с комнатной температуры до 450 °С, выдержка под нагрузкой в пласшческон области при данной температуре 5 мин. (режим 4); нагрев без нагружения до 400 °С, затем выдержка при данной температуре 5 мин. и нагрев до 430 °С параллельно с нагружением в пластической области Свежим 5); нагрев до 400 °С без нагружения, затем нагрев до 450 °С с одновременным нагружением в пластической области (режимы 6 и 7).

После проведения старения под напряжением, деформационного старения и ВТМО сплава 1, а также активной деформации растяжением сплавов 2 и 3 осуществляли их термоциклирование в интервале температур минус 196 -100+150 °С на базе л=50 термоциклов. Обратимую деформацию е06Р при

термоциклировгнии определяли по относительному изменению длины образца при температурах минус 196 °н плюс 100-Й50 °С с точностью ± 0,02 %.

НТМО проволочных заготовок сплавов 1, 2, 4, 6 проводили деформацией прокаткой на 15-35 % при температурах 20 и минус 40 °С непосредственно после волочення, либо после термообработки, а сплава 3 - деформацией на 40 % при комнатной темперг~уре после нагрева на 600 °С. Кроме того, массивные образцы сплава 2 подвергали НТМО с обжатием 20 % при комнатной температуре, а образцы сплава 5 - с обжатием 25 % при минус 196 °С . '

Специальные и механические свойства проволочных образцов сплавов 4, 2 после НТМО исследовали в условиях деформации растяжением на оригинальной установке, собранной в ВИКА (г.Санкт-Петербург). Деформацию проводили при температурах 0 и 20 °С со степенью от 4 до 17 %. Реактивное напряжение определяли при нагреве "заневоленного" образца до температуры достижения максимального усилия (приблизительно 200 - 250 °С). После НТМО проволочных образцов на них на этой же установке наводили ЭЗФ активной деформацией растяжепнем до 12-15 %.

Тонкую структуру сплавов изучали на электронном микроскопе Tesla BS 540. Зерениую структуру сплавов наблюдали в световом микроскопе Neophot 21.

Рентгенографические исследования при комнатной температуре (определение ширины и полюсной плотности рентгеновских линий, периода решетки В2-фазы, полюсной плотности линии мартенсита, макронапряжений методом sin-цг) проводили на днфрактометре ДРОН-2,0 в FcK„ излучении. Высокотемпературный рентгенографический анализ проводили -в СиК^ излучении на установке УРС-50ИМ НПО ВИЛС, оснащенной , высокотемпературной приставкой, позволяющей проводить съемки при нагреве до 250 ос.

Изменение линейных размеров и температурные ннте^ачы мартенситных превращений сплавов TiNi после термической и термомеханической обработок при нагреве и охлаждении исследовали на дилатометре UlVac Sinku-Riko DL-

1500 с относительной ошибкой измерения длины не хуже ± 0,01 %.

ОБРАТИМЫЙ ЭФФЕКТ ЗАПОМИНАНИЯ ФОРМЫ В ТЕРМИЧЕСКИ И ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКИ ОБРАБОТАННЫХ СПЛАВАХ НА ОСНОВЕ Т1-№

Эффективными способами воздействия на комплекс функциональных свойств сплавов "П-М, проявляющих ЭЗФ,~ являются термическая и термомеханическая обработки. Следовало ожидать, что эти обработки окажут влияние и на параметры ОЭЗФ.

Для исследования влияния термической обработки на величину обратимом деформации и ее термоциклическую стабильность при многократной реализации ОЭЗФ использовали стареющий сплав 1, имеющий при комнатной температуре структуру В2-фазы.

Закалка и последующее старение сплава 1 приводят к возникновению самопроизвольного отрицательного ОЭЗФ. При этом под отрицательным ОЭЗФ мы понимаем наведенную в аустените самопроизвольную обратимую ' деформацию, реализующуюся в интервале мартенситных превращений и направленную при охлаждении противоположно предварительной деформации аустенита, а под положительным ОЭЗФ - самопроизвольную обратимую деформацию, наведенную в мартенсите и направленную при охлаждении в том же направлении, что и предварительная деформация мартенсита.

Закаленный сплав 1 обладает небольшим (е0бР =0,3+0,4 %) отрицательным ОЭЗФ, величина которого при термоциклировании практически не меняется (рис. 1 а). Наличие ОЭЗФ в этом случае, очевидно, связано с деформационной и термической предысторией образца.

Источниками ОЭЗФ, по данным разных исследователей, могут быть ориентированные поля напряжений, в том числе от дислокациониной субструктуры, когерентных частиц избыточных фаз, границ зерен. Роль преимущественной ориентировки высокотемпературной фазы не совсем ясна: проявляется ли она только через влияние на упомянутые источники , или выступает и как самостоятельный фактор.

Протекание процесса старения в сплаве 1 подтверждается увеличением периода решетки В2-фазы по сравнению с закаленным состоянием для режимов старения 450 {>С, 5 мин. и 450 °С, 3 ч., что свидетельствует об обеднении ее Никелем.

Рис. 1 Влияние термической и термомеханической обработок на величину ОЭЗФ

а - сплав 1 (I - закалка 800 °С, 30 мин., вода (контрольная закалка); 2 - старение под напряжением, режим I; 3- деформационное старение, режим 5); б-сплав I (1-ВТМО,

800 °С, образец вырезан параллельно направлению прокатки в плоскости прокатки, 2 - ВТМО, .= 800 °С , образец вырезан перпендикулярно плоскости прокатки); в - сплав 3 (1 - ВТМО, Тдеф. = 500 °С; 2 - ВТМО, Т«+ = 500 °С с последующей деформацией растяжением при Т = 200 °С C8i= 13%), сплав 2 (3 - ВТМО, 900°С; 4 - ВТМО, = 900°С с последующей деформацией растяжением при Т = 20 °С с ei = 12 %).

После термической обработки по режиму 300 °С, 3 ч. значимого изменения периода решетки раствора В2-фазы не наблюдается. После нагрева при 570 °С, 3 ч. период решетки В2-фазы не отличается от измеряемого после контрольной закалки, т.е. при данной температуре граница однофазной В2-области близка и обеднение твердого раствора никелем невелико.

Старение сопрововдается увеличением ширины рентгеновской линии {211} В2-фазы по сравнению с контрольной обработкой, в том числе и после нагрева при 300 °С, 3 ч., когда изменения периода решетки твердого раствора не наблюдали. Следовательно, старение по режиму 300 °С, > ч. сопровождает:» большими структурными искажениями кристаллической решетки и отвечает стадии предвыдеяения, характеризующейся формированием областей, существенно различающихся концентрацией компонентов.

После старения по режиму 450 °С, 5 мин., по данным электроннсгмикроскопического анализа, наблюдаются выделения второй фазы. Дисперсные (размером в сотни ангстрем) частицы выделений (предположительно фазы TjsNi*), сохраняющие, по-видимому, когерентную связь с матрицей, располагаются по дислокациям в теле и по границам зерен. Плотность дислокаций довольно высока (по порядку величины I010 см 2), что

связано с релаксационными процессами при выделении. При увеличении времени старения (450 °С, 3 ч.) рост частиц избыточной фазы приводит к . разрыву когерентности и соответствующему росту плотности дислокаций. После старения при 570 °С, 3 ч. количество частиц второй фазы невелико.

Результаты термоциклирования через ТИМП образцов сплава 4, подвергнутых закалке и последующему старению, показали, что старение на стадии образования дисперсных частиц второй фазы (450 °С, 5 мин.) приводит к резкому увеличению обратимой деформации при термоциклнровании по сравнению с контрольной обработкой ( 0,8 и 0,4 % соответственно для п~20 термоциклов). Дальнейшее термоциклнрование приводит к снижению е06Р до уроиня, характерного для закаленного состояния. Старение по другим режимам не влияет на величину обратимой деформации при термоциклированин по сравнению с контрольной обработкой. Стабилизация эффекта после всех режимов старення наступает после 30-40 термоциклов.

Рентгенографический анализ закаленных и состаренных образцов сплава 1 по методу Бт-у не выявил наличия в В2-фазе макронапряжений, которые, .таким образом, не влияют на исходную величину обратимого эффекта и характер ее изменения в процессе термоциклирования. ' .

Значительный рост величины обратимого эффекта на начальном этапе термоциклирования в случае старения по режиму 450 °С, 5 мин. следует связать с выделением дисперсных частиц избыточной фазы, когерентных с матрицей, ориентированные поля напряжений от которых оказывают дополнительное воздействие на мартенситное превращение й набор обратимой деформации. Причиной ориентированности этих полей является наличие преимущественной кристаллографической ориентировки В2-фазы до старения (исходный пруток, из которого были вырезаны образцы, имеет двухкомпонеитную аксиальную текстуру, ось которой совпадает с направлениями [111] и [110] ). Текстура В2-фазы сама по себе также может являться одним из источников отрицательного ОЭЗФ. При последующем термоциклированин развитие фазовто наклепа, по-видимому, способствует нарушению когерентной Связи, релаксации когерентных напряжении и стабилизации е0бР на уровне контрольной обработки.

_______Нагружение сплава 1 в упругой области (старение под напряжением) при

температуре 450 °С приводит к значительному увеличению обратимой деформации по сравнению с контрольной обработкой. Наибольшее влияние на Бобр оказывает нагружение при температуре 450 °С 5 мин. Данный режим позволяет при последующем термоциклироваиии получить отрицательный эффект, в два раза превышают ий уровень с0бР после контрольной закалки (0,9 % но сравнению с 0,5 % ) (см. рис. I а).

Температуру и время выдержки при нагружении в пластической области (деформационное старение) - 450 °С, 5 мни. - выбирали по резулыашм проведения обычного термического старения и старения под напряжением, которые при данном температурно-временном режиме обработки оказались наиболее высокими. Деформационное старение при температуре 450 °С с выдержкой под нагрузкой 5 мин. (режим 5) позволяет при последующем термоциклироваиии получить стабильный эффект, в два-три раза превышающий уровень, характерный для закаленного образца( для п=50 абсолютная величина в~«Р составляет 1,1%) (см. рис. 1 а). Субструктура сплава характеризуется высокой плотностью дислокаций (порядка 1010 см'2).

При обеих схемах нагружения в упругой и пластической областях, дающих наибольшую величину обпатимой деформации, эффект отрицательный и стабилизируется после 30-40 термоцнклов.

Обнаруженное значительное увеличение отрицательного ОЭЗФ при определенных режимах старения под напряжением и деформационного старения следует связать с ориентирующим влиянием на мартенентное превращение полей напряжений от когерентных, частиц второй фазы, ориентированность ' которых задается нолями внешнего напряжения и/илп полями ориентированной дислокационной субструктуры.

ВТМО сплава I с температурой деформации 800 °С и степенью деформации е=0,4 приводит, по результатам электронномикроскопического анализа, к формированию в аустените развитой динамически полнгонпзованной субструктуры с равноосными и вытянутыми субзерпами с мало- и среднеугловой разорнентировкой и высокой плотностью свободных дислокаций внутри субзерен (-10« см2). Известно, что такая субструктура обеспечивает повышенный комплекс механических свойств сплавов системы Ti-Ni. Исследование показало, что ВТМО оказывает влияние и на величину ОЭЗФ.

ВТМО сплава 1 способствует формированию отрицательного ОЭЗФ по измерениям в трех взаимно перпендикулярных направлениях (параллельно и перпендикулярно направлению прокатки и перпендикулярно плоскости прокатки). Величина обратимой деформации в направлении, параллельном направлению прокатки, в два раза, превышает бобр после контрольной обработки. Последующее термоциклироваиие приводит к увеличению Еобр более чем в три раза по сравнению с контрольной закалкой (1,3 %'по сравнению с 0,4+0,5 %) (рис. 1 б).

Абсолютная величина Бобр в направлении, перпендикулярном плоскости прокатки, значительно превышает уровень е0бР в двух других направлениях и после 50 термоциклов составляет 2,8 % (см. рис. 1 б). Следует подчеркнуть, что такаг большая величина ОЭЗФ получена непосредственно в результате ВТМО.

Старение после ВТМО не оказывает' влияния на величину еобр , устанавливающуюся в процессе термоциклирования.

Резкое увеличение величины е0бр на образцах сплава 1 после ВТМО является следствием влияния текстуры и ориентированных полей напряжений от субструктуры (дислокаций и их построений) горячедеформированного аустенита, которые задают текстуру мартенсита и ориентированные напряжения в ходе мартенситного превращения. Помимо этого, развивающаяся при последующем термоциклировании дислокационная субструктура фазового наклепа (очевидно, также ориентированная), вносит дополнительное ориентирующее воздействие на протекание мартенситного превращения. Совокупное воздействие всех вышеперечисленных факторов обеспечивает большую обратимую деформацию и ее значительный рост ррн термоциклировании после ВТМО.

При старении сплавов Т1-№ выделяется фаза, обогащенная никелем. Обеднение же твердого раствора этим элементом обусловливает повышение характеристических температур интервала мартенситного превращения: дилатометрическое исследование показало, что старение по различным режимам образцов сплава 1, предварительно подвергнутых ВТМО, приводит к повышению температуры конца, обратного мартенситного превращения Ак . При последующем термоциклировании • фазовый наклеп снижает Ак по сравнению с ее исходным значением до циклирования.

Рентгенографическое исследование закаленных и состаренных образцов сплава 1, а также образцов, подвергнутых ВТМО и последующему старению,

проведенное до и после термоциклировання, показало, что изменения периода решетки В2-фазы в процессе термоциклировання не происходит, т.е. состояние твердого растьора не" меняется. Ширина рентгеновской линии изменяется в зависимости от ее исходной веяи»,чны до термоциклировання: если исходная линия узкая, что характерно для закаленных образцов с невысокой плотностью дислокаций в зустешгге, то в процессе термоциклировання ее ширина резко возрастает; если же исходная линия широкая, она уширяется в меньшей степени. В последнем случае \же существующая высокая плотность дислокаций (порядка 10'° см-2) в аустените, полученная при старении, и развитая динамически полнгокизованная субструктура аустенита, сформированная в цикле ВТМО, определяют уменьшение вклада фазового наклепа в ширину линии.

Интенсивность рентгеновских линий В2-фазы при термоциклировании не изменяете», следовательно, исходная ориентировка аустеннта полностью восстанавливается в каждом цикле.

Все вышесказанное относится к ОЭЗФ, возникающему в сплавах непосредственно в результате термической или термомеханической обработок. В то же время представляет интерес исследование влияния этого эффекта на результирующий ОЭЗФ, наведенный обычным способом - активной деформацией мартенсита или аустенита после обработки.

На образцах сплавов 2 и 3, подвергнутых ВТМО с температурой деформации 500-1000 °С н степенями деформации 0,3 н 0,5 , исследовали ОЭЗФ, наведенный последующей активной пластической деформацией растяжением с с = 5-20 %, в мартенситном и аустенитном состояниях.

Термоцнклнровзние образцов сплава 2 непосредственно после контрольной обработки показало наличие небольшого отрицательного ОЭЗФ. Пластическая деформация растяжением сс; 10 % в мартенситном состоянии при комнатной температуре приводит к наведению в этом сплаве результирующего положительного ОЭЗФ, величина которого стабилизируется после 25-30 циклов на уровне ~ 3 % и является результатом наложения и взаимодействия исходного (после термообработки) отрицательного ОЭЗФ и положительного ОЭЗФ, наведенного деформацией мартенсита. Отрицательный ОЭЗФ, полученный на образцах сплава 2 непосредственно после ВТМО, превышает вецнчину эффекта после контрольной обработки, а после деформации растяжением в мартенситном состоянии и последующего термоциклировання результирующая величина положительного ОЭЗФ

составляет 2,5-3 % , как и при исходной контрольной обработке. Максимальное значение величины положительного ОЭЗФ (около 3 %) зафиксировано при термоцнклироващш образцов сплава 2 после ВТМО и последующей активной пластической деформации растяжением в мартенсите со степенью деформации 10 -12 % ( рис I в). Таким образом, влияние ВТМО не сказывается на величине результирующего положительного эффекта, так как исходный отрицательный ОЭЗФ после ВТМО больше по абсолютной величине, чем после контрольной обработки 4

Деформацией растяжением вдоль направления прокатки в аустенитном состоянии (Тдеф = 200 °С) термомеханически и термически обработанных образцов сплавов 2 и 3 наводили дополнительный отрицательный ОЭЗФ. Оказалось, что при любом исходном (до растяжения -аустенита) ОЭЗФ (отрицательном или положительном) деформация растяжением аустенита наводит результирующий отрицательный ОЭЗФ, который ни в одном случае не превысил 2 %. Максимальный по абсолютной величине результирующий ОЭЗФ достигнут в сплаве 3 после деформации растяжением в аустените с е=13 % и составляет 2 % (см. рис. 1 в). По-видимому, величина отрицательного ОЭЗФ (22,5 %), полученная в результате как . непосредственно термомеханической или термической обработок стабильного аустенита, так и наложения на него отрицательного ОЭЗФ путем активной деформации растяжением в аустенитном состоянии, - предел, который достигается при наиболее благоприятном сочетании ориентирующих факторов в аустените. 1

Резерв увеличения абсолютной величины ОЭЗФ, на первый взгляд, заключается в наведении отрицательного и положительного ОЭЗФ, направленных в одну сторону. Соответствующий эксперимент был проведен на низкотемпературном сплаве 1 , который подвергли сначала ВТМО, а затем НТМО таким образом, что направления самопроизвольной деформации при реализации отрицательного (ВТМО) и положительного (НТМО) ОЭЗФ совпадали. Однако существенного изменения ОЭЗФ при этом не получено.

ЭФФЕКТ ЗАПОМИНАНИЯ ФОРМЫ, НЛВВДЕННЫП НТМО

Как известно из ранее проведенных работ (В.А.Лихачев и др., В.И. Зельдович и др., а также работы лаборатории ТМО МИСиС), значительная низкотемпературная деформг.ция сплавов Ть№ в присутствии мартенситной фазы (по существу - НТМО,) приводит к вознпкновеншо при последующем нагреве высокотемпературного ЭЗФ. Представляло интерес изучить природу этого эффекта, возможноет управления его характеристиками, особенности реализующихся специальных свойств при наведении ЭЗФ деформацией после Н'ГМО, служащей в последнем случае предварительной хермомеханичсской обработкой.

Исследование влияния различных схем НТМО на характеристики ЭЗФ в сплавах системы Т1-№ проводили на проволочных образцах сплавов 1, 2, 3, 4, 6. Проволоку подвергали НТМО с деформацией мартенсита, варьируя степень и температуру деформации прокаткой непосредственно после теплого (сплав 4) и холодного волочения (сплавы 1, 2, 3, 6), либо после термообработки.

По результатам дилатометрического исследования сплава 2 провели оптимизацию режимов НТМО с точки зрения получения максимальных характеристик эффекта. В наибольшей степей» высокотемпературный ЭЗФ проявляется непосредственно после НТМО деформацией прокаткой на 25 % (рис. 2 а). При этом температура окончания высокотемпературного ЭЗФ достигает 490 °С, а дилатометрический эффект превышает 1 % (для е - 25 % величина высокотемпературного ЭЗФ составляет 1,35 %). При меньших и больншх степенях деформации величина эффекта и температура его окончания уменьшаются.

Рис. 2 ВЭЗФ в сплавах Т1-Ы1 после различных обработок а сплав 2, НТМО (е = 25 %, Т **. = 20 °С); б - сплав I, отжиг 500 °С, НТМО (б =18 %); в- сплав 2,НТМО(8Ь 30%), деформация растяжением (в= 12%,Т«=ф.= 20°С).'

В ходе эксперимента обнаружено, что дилатометрический эффект при нагреве включает как бы два этапа: быстрое уменьшение длины образца, затем торможение этого процесса в интервале 200-250 °С с последующим его ускорением.

Логично было предположить, что первая (по ходу нагрева) часть высокотемпературного дилатометрического эффекта связана с обратным превращением мартенсита, по каким-то причинам термически стабилизированного в результате НТМО; вторая же часть имеет иную природу.

В этом случае первый и второй этапы эффекта можно попытаться разделить, используя сплавы I, 4, 6 с более низким температурным интервалом мартенситных превращений.

Действительно, НТМО сплава 1 с небольшими степенями деформации (до 20 %) после предварительной термообработки приводит к явному разделению ЭЗФ, наблюдаемого при нагреве, ни два эффекта (этапа) (рис. 2 б). Первый дилатометрический эффект завершается при температуре ~ 100 °С, а второй распространяется на область 250-500 °С. При более высокой степени деформации в цикле НТМО (25-30 %) первый эффект смещается в сторону более высоких температур ( приблизительно до 250 °С) и накладывается на второй эффект, в результате чего они могут визуально не разделяться и интерпретироваться как один высокотемпературный эффект. Наибольшее перекрытие эффектов наблюдается в случае отсутствия перед НТМО промежуточной термообработки, приводящей к возврату или рекристаллизации после волочения.

Вид дилатометрических кривых, полученных для образцов сплавов 4 и 6, принципиально не отличается от дилатограмм сплава 1.

Предположение о связи первого этапа высокотемпературного ЭЗФ с обратным мартенситным превращением прямо подтверждается высокотемпературным рентгенографическим исследованием в . ходе нагрева сплава 2 до 250 °С после НТМО. В этом случае НТМО прокаткой на 20 % при комнатной температуре подвергали массивные образцы. Оказалось, что в интервале температурЧПО-! 10 °С происходит резкое падение интенсивности всех ' зарегистрированных рентгеновских линий мартенсита, причем некоторый линии ((021)) исчезают, а некоторые - (110)+(200), (1II) - остаются , постепенно ослабевая при дальнейшем нагреве до 250 °С. К этому моменту сохраняется не более 5-10 % от исходной интенсивности этих линий.

Таким образом, после НТМО часть кристаллов мартенсита отличается -----------

большей устойчивостью против обратного мартенснтного превращения. Ясно, что устойчивость этих кристаллов не определяется только их ориентировкой в образце (например, относительно полей остаточных макронапряжений), так как в этом случае интенсивность линий (П0)+(002) н (ill) не менялась бы в интервале температур до 110 °С. Причиной неустойчивости не могут быть и какие-либо их структурные особенности сами по себе, безотносительно ориентировки, так как тогда закономерности падения интенсивности всех линий были бы одинаковыми. Очевидно, устойчивая группировка мартенситных кристаллов принадлежит определенным текстурным компонентам (кристаллы ориентированы относительно поверхности шлифа таким образом, что плоскости (110), (002), (ill) преимущественно параллельны ей, а (021) не находятся в отражающем положении). Стабильность же кристаллов этой группировки определяется особенностями полей внутренних (текстурных и субструктурных) напряжений, возникающих в результате НТМО.

Полезную информацию для решения вопроса о природе второго этапа высокотемпературного эффекта вносит дилатометрическое исследование сплавов в различных исходных состояниях перед НТМО. Установлено, что высокотемпературный эффект наблюдается и в отсутствии НТМО в тех случаях, когда сохраняется (или мало изменяется) деформационная структура. Так, при нагреве непосредственно после волочения наблюдали высокотемпературный ЭЗФ в интервале температур 250-550 °С. Нагрев до 500 °С после волочения уничтожает часть носителей высокотемпературного эффекта, поэтому при последующем нагреве в дилатометре оставшаяся часть ЭЗФ реализуется только выше 500 °С. Нагрев под закалку (до 800 °С) уничтожает все носители высокотемпературного эффекта и при последующем нагреве он не проявляется. Эти данные указывают на то, что источник второй части высокотемпературного дилатометрического эффекта (его величина составляет 0,2 - 0,4 %) связан с особенностями структурного и напряженного состояния, обусловленного

I

обычной пластической деформацией (вне связи с фазовыми превращениями), а механизм его реализации заключается в процессах релаксации накопленной энергии деформации. Это может быть изменение размеров образца в связи с релаксацией внутренних напряжений (пластическая деформация) н переориентировкой текстурованной кристаллической решетки аустенита при последеформационном нагреве.

Изучение природы указанного эффекта осложняется протеканием различных структурных процессов, которые могут ' сопровождаться ' анизотропными дилатометрическими эффектами, причем, в перекрывающихся интервалах. Поэтому было проведено сравнительное дилатометрическое и структурное (рентгенографическое и электронномикроскопическое) исследование разных сплавов на основе никелида титана, подвергнутых различной термомеханической обработке: сплав 5 - НТМО с деформацией мартенсит на 25 % при температуре, близкой к -196 °С; сплав 2 - НТМО с деформацией мартенсита на 25 % при комнатной температуре, ВТМО с деформацией при 600 °С lia 50 %; сплав 3 - ВТМО с деформацией на 40 % при 500-600 °С. О "ереориентировке решетки в ходе нагрева при характерных температурах судили но изменению соотношения интенсивностей рентгеновских линий аустенита или мартенсита, а о протекании полигонизации или рекристаллизации - с помощью электронной и световой микроскопии. Следили также и за изменением ширины рентгеновских линий.

Следует иметь в виду, что присутствие фазы TiîNi в сплаве 2 предопределяет возможность протекания старения аустенита в этом сплаве несмотря на эквиатомный состав. Фактически нестареющий сплав из исследованных - только сплав 3.

При нагреве после каждой из ТМО наблюдали высокотемпературные дилатометрические эффекты, в том числе анизотропные. Результаты исследования сведены в табл. 3. .

Из этих данных следует, что резкая переориентировка решетки при рекристаллизации в • принципе может быть причиной анизотропного дилатометрического эффекта. О связи высокотемпературного дилатометрического эффекта с переориентировкой при полигонизации с достаточной уверенностью говорить нельзя (тем более, что механизм такой переориентировки неясен; возможное изменение соотношения интенсивностей рентгеновских линий может быть следствием, например, рассеяния текстуры), так как в большинстве случаев в том же температурном интервале развиваются другие процессы релаксации напряжений и старение. Последнее суждение относится как раз к интервалу второго этапа высокотемпературного дилатометрического эффекта, наблюдаемому после НТМО. Но в любом случае второй этап высокотемпературного дилатомтрического эффекта после НТМО обусловлен предрекристаллизационными процессами: релаксацией

ориентированных напряжений на стадии возврата и полигонизашш и - ориентированным старением в аустените.------------------------------------------------------------

Таблица 3

Темпера- Структуп- Необратимый Пере- Шири

турнын ное высокотемпе- орн енги- на

Сплав, интервал состояние в ратурны!. ровка Старе- рент-

режим Т<МО нагрева в конце дилатометри- решетки ние генов-

дилато- интервала ческий эффект аустени- ском

метре. °С liai репа та линии

5, НТМО с 300-480 полиго- есть возмож- есть умень-

деформа- низацня но есть ша-

цией • слабая ется

мартенсита

на 25 % при

темпера-

туре,

близкой к 480-650 рекристал- нет возмож- нет умень-

-196 °С лизация но есть слабая шается

2,' ВТМО с . 300-570 полиго- есть возмож- воз- умень-

деформа- низашш но есть можно и [а

цией слабая есть ется

при 600 "С 570-950 рекрис1ал- есть есть нет умень-

на 50 %; лнзацмя шайся

2, НТМО с 250-390 возможна есть есть воз- умень-

деформа полпго- можно ша

циен низация сек. ется

мартенсита

на 25 % при 390-500 возможна есть, слабый нет воз- умень-

комнатной 110ЛПГО- можно ша-

температуре шпация есть ется

3, ВТМО с 400-500 полиюнн- есть, слабый возмож- нет умень-

деформацией зацня но есть слабая шается

на 40 % при 500-600 °С 500-650 у рекристаллизация есть, слабый есть нет уменьшается

Cлeдyef иметь в виду, что часть дилатометрического эффекта при нагреве после НТМО до 250 °С (т. е. обусловленная обратным мартенснтным превращением) является обратимой, а при более высоком нагреве обратимость постепенно исчезает.

До сих пор речь шла о высокотемпературном ЭЗФ, проявляющемся не^осре^тъенно после НТМО. Величина его небольшая %) и находится на

грани . возможности практического использования. Поэтому представляло интерес' выяснить, как поведет себя ЭЗФ, наведенный уже после НТМО обычным образом - активной деформацией растяжением с 8 < 15 %.

Дилатометрические исследования образцов сплавов 2 и 4 показали, что ЭЗФ, наведенный деформацией растяжением после НТМО, реализуется при последующем нагреве также в расширенном интервале температур (до 500 °С), как и высокотемпературный эффект непосредственно после НТМО. При этом основное формоизменение происходит также в интервале 150-300 °С, а величина эффекта - в несколько раз больше (рис. 2 в). Следовательно, особенности структурного, ориентационного и напряженного состояния, вносимые деформацией мартенсита при НТМО и стабилизирующие его, являются как бы "носителями" ЭЗФ. наводимого после НТМО, обеспечивая его реализацию в повышенном интервале температур.

В результате оптимизации режимов НТМО и задания ЭЗФ получены следующие параметры высокотемпературного ЭЗФ: восстанавливаемая деформация 4 %, степень восстановления формы 75 %, реактивное напряжение 400 МПа.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. Закалка и термическое старение сплава титан-никель приводят к возникновению самопроизвольного отрицательного ОЭЗФ. Старение В2-фазы на стадии выделения когерентных частиц избыточной фазы увеличивает обратимую деформацию в два раза при термоциклировании через интервал мартенситных превращений до 15-20 циклов; дальнейшее термоциклирование, уменьшает и стабилизирует ее на уровне контрольной закалки.

2. Старение под напряжением и деформационное старение В2-фазы при небольших выдержках приводят к увеличению отрицательного ОЭЗФ по сравнению с закаленным состоянием, а последующее термоциклирование стабилизирует эффект после 30-40 циклов на уровне, более чем в два раза превышающем уровень контрольной обработки.

3. ВТМО приводит к формированию отрицательного ОЭЗФ. Обратимая деформация в направлении, параллельном направлению прокатки, в два раза превышает уровень контрольной закалки, а после термоциклирования и стабилизации - в три раза. Абсолютная величина эффекта в направлении, перпендикулярном плоскости прокатки, значительно превышает величину эффекта в двух других взаимноперпендикулярных направлениях и после

термоциклнрования достигает ~ 3,0 %. Развитие фазового наклепа при термоциклировашш приводит к росту ОЭЗФ, особенно после ВТМО, до тех пор, пока дислокационная субструктура не стабилизируется.

4. Положительный ОЭЗФ, наведенный деформацией растяжением мартенсита после ВТМО, превышает ОЭЗФ, наведенный после закалки, однако после термоциклнрования результирующая величина ОЭЗФ в обоих случаях стабилизируется на одинаковом уровне. В случае наведения отрицательного ОЭЗФ посредством активной деформации растяжением аустенита достигается предельная обратимая деформация, которая составляет 2-2,5 % и определяется максимальной реализацией ориентирующих факторов в аустеннте.

5. НТМО прокаткой с деформацией мартенсита на 20-30 % приводит к возникновению в сплавах титан-никель высокотемпературного ЭЗФ с максимальной температурой реализации ~500 °С. Высокотемпературный ЭЗФ представляет собой, наложение двух последовательных дилатометрических эффектов.

6. Первый из дилатометрических эффектов высокотемпературного ЭЗФ обратим и обусловлен обратным превращением мартенсита; распространение его на область температур 150-300 °С вызвано возникновением в результате деформации мартенсита термически стабильной группировки мартенснтных кристаллов, принадлежащих определенным текстурным компонентам. Второй эффект связан с развитием предрекристзллизацнонных процессов - релаксацией ориентированных напряжений в аустеннте на стадии возврата и полигонизации, на которые может накладываться и ориентированное старение.

. . 7. ЭЗФ, наведенный активной деформацией растяжением после НТМО, реализуется также в резко расширенном температурном интервале, как и непосредственно после НТМО. В результате оптимизации режимов НТМО и задания ЭЗФ на сплаве Т1-50 ат. % Ы; получены следующие параметры высокотемпературного ЭЗФ: восстанавливаемая деформация 4 %, степень восстановления формы 75 %, реактивное напряжение 400 МПа.

Основное содержание диссертацаоЛпод работы изложено в следующих публикациях.

1. Хмелевская И.Ю., Лагунова М.И., Прокошкин С.Д., Капуткина Л.М. Исследование обратимого эффекта запоминания формы в термически и термомеханически обработанных сплавах на основе Т1-Ы1. II Физика металлов и металловедение. - 1994. - т.78. - вып. 1. - с. 83-88.

2. Хмелевская И.Ю., Лагунова М.И., Прокошкин С.Д., Капуткина' Л.М. Обратимое формоизменение при мартенснтных превращениях сплавов титан-никель, подвергнутых старению и термомеханической обработке // Тезисы

докладов Российской научно-технической конференции "Новые материалы и технологии", направление "Металлы, материалы, методы их обработки". - М. -МГАТУ.- 1994.-с.43.

3. Прокошкнн С.Д.. Капуткина Л.М., Хмелевская И.Ю., Морозова Т.В., Рыкллна Е.П., Уникель А.П., Лагунова М.И. Фазовые превращения,

■ специальные свойства и применение термомеханически обработанных сплавов титан-никель с памятью формы //Сборник научных трудов "Теория и технология процессов пластической деформации". - Под ред. А.В.Зиновьева. - М. - МИСиС. - 1994.-с. 133-141.

4. Prokoslikin S.D., Kaputkina L.M., Khraelevskaya I.Yu., Morozova T.V., Lagunova M.I. LTMT of titanium nickelide: structure changes and shape memory effect // Abstrs. 3rd Rus.- chinese Syrap. "Advanced matériels and processes" . -Kaluga. - Rus. - Oct. 9-12 1995. - Moscow. - Intercontact Science. - 1995. - p. 163.

5. Прокошкин С.Д., Капуткина Л.M., Хмелевская И.Ю., Морозова Т.В., Лагунова М.И. Термомеханическая обработка как способ эффективного воздействия на маргенситаые превращения и свойства никелида титана II "Материалы с эффектом памяти формы". - Сборник докладов I Российско-американского семинара и XXXI семинара "Актуальные проблемы прочности". -13-17. 11.95. - Санкт-Петербург. - Изд. СпбГУ. -1995. - с. 42-49.

6. Хмелевская И.Ю., Лагунова М.И., Прокошкин С.Д., Капуткина Л.М. Исследование обратимого эффекта запоминания. формы в термомеханически обработанных сплавах Ti-Ni. II Тезисы докладов Российской научно-технической конференции "Новые материалы и технологии". - 21-22.11.95.- М. -МГАТУ. - 1995. - с. 42.

7. Хмелевская И.Ю., Прокошкин С.Д., Лагунова М.И., Петухов М.Е., ■ Шипша В.Г., Баженов И.П. Низкотемпературная термомеханическая обработка проволоки из сплавов на основе никелида титана //Тезисы докладов научно- -технического семинара "Бернштейновские чтения по термомеханической обработке металлических материалов". - 24-25.10.96. - М. - МИСиС. - 1996. - с. 30.

8. Хмелевская И.Ю., Лагунова М.И., Прокошкин С.Д., Капуткина Л.М. Обратимые эффекты запоминания формы и структурные изменения в термомеханически обработанных сплавах титан-никель // Сборник докладов XXXII семинара "Актуальные проблемы прочности" памяти В.А.Лихачева. - 1214.11.96. - Изд. СпбГУ. - 1996. - с. 144.

Обьем 1 п.л., Заказ 16 , тираж 100 экз. Типография МИСиС, Орджоникидзе 8/9 '