автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Создание субструктуры при термомеханической обработке для регулирования параметров превращений и свойств сплавов с эффектом памяти формы

московский

ордена октябрьской революции и ордена трудового красного знамени институт стали и сплавов

На правах рукописи

удк 621. 797:669.018.4.017.16.001.5

БОНДАРЕВА Софья Александровна

СОЗДАНИЕ СУБСТРУКТУРЫ ПРИ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ ДЛЯ РЕГУЛИРОВАНИЯ ПАРАМЕТРОВ ПРЕВРАЩЕНИЙ И СВОЙСТВ СПЛАВОВ С ЭФФЕКТОМ ПАМЯТИ ФОРМЫ

Специальность 05.16.01 — «Металловедение и термическая обработка металлов»

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Москва 1992

' /

у'?'/ /',

Работа выполнена в лаборатории термомеханической обработки кафедры ПДСС Московского института стали и сплавов.

Научный руководитель: доктор физико-математических наук С. Д. ПРОКОШКИН

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук Б. А. УДОВЕНКО, кандидат технических наук В. Г. ШИПША

заседании специализированного совета К.053.08.03 при Московском институте-стали и сплавов по адресу: 117936, Москва, ГСП-1, Ленинский проспект, 4.

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

Ведущее предприятие: Институт металлургии РАН

Защита состоится

1992 г. в

часов на

Автореферат разослан Справки по телефону: 236-96-20.

Ученый секретарь специализированного совета, кандидат технических наук, доцент

Б. А. САМАРИН

Актуальность работы

Сплавы о эффектом "памяти формы" (ЭПФ) являются перспективными материалами, применение которых открывает новые возможности в разных областях техники. К таким сплавам относятся сплавы на основе никелида титана - сплава титана и никеля составов, близких к экви-атомному. ' . '

К функциональным характеристикам сплавов с ЭПФ относятся специальные свойства - положение температурного интервала прямого и обратного мартенситного превращения (ТИМП), величина полностью воспета навливаемой деформации ( ¿-f- ), величина реактивного напряжения I 6V ), а также механические свойства.

Применение сплавов с ЭПФ основано на использовании 'необходимого (однократного) или обратимого (многократного) эффекта памяти форт. В первом случае используют только возврат к неходкой форме или возврат с сопутствующими реактивными напряжениями (му$яы,силовые и крепежные элементы), второй применяют.в исполнительных механизмах, » например, в циклически действующих устройствах. Следовательно повышение эффективности использования сплавов с ЭПФ требует более высокого уровня реактивных .напряжений при возврате к исходной форме или более длительного периода, в течение которого возможно периодическое использование ЭПФ.

Т.к. в основе самого ЭПФ лежат структурные и субструктурные особенности ыартенситных превращений,'их кристаллографическая законо- i мерность, а элементы структуры и субструктуры, особенности текстуры определяют перечисленные свойства, то и задача повышения сьойсп сплавов - металловедческая. Она должна решаться с применением методов, регулирующих структуру, субс;руктуру и текстуру, 'i.e. терми- . ческой и термомеханической обработки. Вместе с'тем такой эффектив-

ный механизм управления структурой, субструктурой и ч'екстурс?. как высокотемпературная термомеханическая обработка (ВТМО) до сих пор к сплавам с ЭШ практически кэ применялся, особенности и условия формирования субструктуры в горячедеформированном аустените сплавов на основа никелида титана систематически не исследованы. В это!* связи целые работы было:

Изучение процессов структурообразовашя при высокотемпературной термомеханической обработке, влияния особенностей субструктуры русте ни га на механические и специальные свойства сплавов ш основа некблида титана, разработка режимов ВТМО, определявших повышенный комплекс этих свойств.

Научная новизна

- Впервые получены диаграммы горячей деформации сжатием и построены карты структурных состояний при горячей, деформации сплавов

N¿¿0 к ^Ч'^у^з . Оценены параметры субструк-

туры горячедефэрмированяогс аустешта сплава "/"£ ь ус-

иноялена их зависимость от темпера-гуры деформации.

- Установлена связь между комплексом механических и специальных свойств сплавов Тс,~Ь1С-Рб , Ц-РЛ и различными типами субструктуры £2-фазы, полученными с помощью ВТМО. Показано, что созданье субструлчурч горячего наклепа приводит к наибольшему повышении предела текучести, реактивного напряжения и полностью восстанавливаемой деформации- сплава

- Определено влияние разных типов субструктуры горячедефорцаро-ванного ауотенита на характеристические температуры интервала мар-тенситных превращений обоих сплавов.

- Показано, что ВТМО приводит к возникновению дилатометрических аномалий в сплаве ьквиа томного состава Тс~Мс в интервале мар-тенситных извращений, усиливающихся при понижении температуры деформации. Изучена устойчивость аномалий при термическом и деформационном воздействии. Причинами этих аномалий являются текстура горячедеформированного аустенита, я такта ориентированная дислока-циопная еубструктура, определяющие ориентированность мартекситных превращений.

Практическая ценность работы

На основании разработанных технологических режимов ВТМО, оыло проведено опытно-промышленное опробование производства листового проката из сплава П.^ (ГН-1К) методом высокотемпера-

турной термомехэнической. обработки. В результата проведенной работы на оборудовании завода легких сплавов (НПО БИТС) (станы "трио", "дуо"-260) были изготовлены термомеханичоски упрочненные листы толщиной 5 мл, которые успешно прошли механические и специальные испытания.

На основании результатов опытно-промышленного опробования и чо-следования структуры и свойств термомеханически обработанных листов из сплавов на основе рекомендованы еле души е рожимк ВТМО:

I. Для повышения предела текучести и реактивного напряжения в 1,3-5-1,8 раза при неизменном температурим.! интервале-мартенситных превращений необходимо проводит^ горячую гоформ.шию в цикле ¿ТыО при температуре Тд(3ф - 700*900° О, скорости деформации Ь =1+10 о-1, стешни деформации £ =0,3-0,5, охлаждение в воде или на вопду;».

2. Для повышения предела текучести и реактивного напряжения в 1,5+2,5 раза необходимо проводить теплую деформацию при ТД0ф = 5004600° С, скорости деформации £ = 1+10 степени деформации £ =0,3+0,5, охлаждение в поде или на воздухе. При этом температурный интервал мартенситных превращений унижается на 20° С и усложняется щзоцэсс деформирования. •

Получено положительное решение по заявке на изобретение "Способ термическое обработки сплавов системы

доказано, что РТМО сплавов эквиатомного состава Т^о Мэд (ТН-1) приьочиг к аномалщым дилатометричэскиы аффектам при мартенситных превращениях которые следует учитывать при реализации ЭПФ и ОЭПФ.

Апробация работа

Основные положения п отдельные разделы диссертации были доложены и обсувдсны та:

.1. I Всесоюзной конференции "Дефекты памяти формы и стерхплас- • точности и их приз не гае в медицине" - Томск. - 1989.

2. ХШ Всесоюзной научно-'.этнической конференции по тепловой микроскопии "Структура и срочность материалов в широком диапазона температур" - Каунас. - 1989.

3. Семинаре "Материалы с эффектом памяти формы и их применение" - Новгород-Ленинград, - 1989.

4. Школе--семинлро молодых ученых и специалистов по проблемам фазовых превращений в твердом теле "Фазовые превращения-ЭО". Москва. 1990.

• 5. Всесояэной конференции по мартенситныы превращениям в твердом теле "Ма'ртенсит-91". Косов. 1991.

14. Кон^еранцди по испытаниям металлов,Балатоналига, май 1991 г.

Публикации. По теме диссертации опубликовано Э печатню: работ.

Объем работы. Диссертация изложена на /У/? страницах машинописного текста, состоит из введения, 5" глав, выводов, приложений. Включает рисунков, таблвц, библиографию из наи-

менований.

КРАТКОЕ СОДЕРЖАНИЕ ДИССЕРТАЦИИ

Материал и методики исследования:

Исследовали сплавы: I. 7Г - 47 ат $ - 3 ат % 5е (1НГ1К),

имеющий посл<1 обычной обработки (контрольная закалка от 900° С в воде) следующие мартенситнне точки: Мя = -127° С, Мк •= -168° С, Ан = -75° С, Г^ = -15° С. 2. 7с - 50 ат % А/с СШ-1), имевший слздувщие мартенситнне точки: Мн = 68° С, Мк = 55° С, Ан = 86° С, Ак = 98° С.

Сплавы на основе никелида титана были выплавлены во Всесоюзном институт легких сплавов. Слиткл-электроды, полученные в гарнисаж-ной печи, переплавляли в вакуумной дуговой печи с расходуемым электродом. Горячим прессованием были получённ прутки д.лиетром 45 мм.

Диаграммы горячей деформации аустенита сплавов Тс' -М.' и

71-М получали при испытаниях н. высокотемпературное сжатие на гидравлической машине " УС РС 400 М" при темпьрагурах

600, 700, 800, 900, 1000° С в интервале скоростей деформаций ¿ - 0,1+5 с-*. Деформацию прекращали при истинно!* деформации £ ^ 0,3, ¿ = 0,5.

Термомеханическуга обработку сплавов осуществляли с деформацией прокаткой на стане ДУ0-330 в интервале температур «>ачала прокатки

500+1000° С со степенями деформации • ¿ = 0,5 и 0,3 в средней .скоростью деформации £= 5

Структурообразование при горячей деформации изучали методами световой и просвечивающей вяектронной микроскопии. т нкую структуру высокотемпературной В2-фазы и низкотемпературного В1э' мартенсита изучали на электронном микроскопе " T&stcL - ßS - 613 .

Методами рентгеноструктурного анализа исследовали фазовый состав сшшйов в интервале температур от -180 до +200° С, ширину линии |_32lJ горячедзфордарованной В2-фазы, макронапряжения в oöpasaai. с аустенитной и мартансктной структурой, кристаллографическую текстуру В2 и BI9 фаз. Съемку проводили в Зге Кл. И Cu X А излучениях, на дифрахтометрах ДРШ-1,5 и ДРОН-З.О. Тс зстуру изучали методом построения прямых полюсных фигур (ШФ).

Характеристические температуры ыартекситных превращений Мк, Ая, Ак. TL определяли методом измерена;.. прогиба образца под малой нагрузкой на установке, разработанной в ВШГСе.

Механические свойства, величину восстанавливаемой деформации и реактивных напряжений в условиях деформации растяжением определяли на испытательной машине Д7-19. Механические свойства высокотемпературной В2-$азы ойоих сплавов определяли при температуре ' испытания Т = 200° С. При измерении восстанавливаемой деформации и реактивного напряжения нагружеиие образца осуществляли: I, - в ыартенситной области (ТД0ф = —196° С для сплава %-Nc-Ft , Т = 25° С для сплава Ti'Nc ); 2 - в В2-фазе ( ~ 250 МЛа, тисп = 250° С Д% свлава Ic-Nc ), затем поддерживая нагрузку постоянной, образец охлаждали до мартешитного состояния (1 = ¿:5o С).

Изменение.линейюх размеров образцов сплава %~Нс после BTW0 при нагреве и охлаждении исследовали на дилатометре " Vß i/a jt

Si'nku - RLKO " 9)L - im

Структурообразование в сплавах: Tc-Nc , Tc-Nc-ft при высокотемпературной термомэханической обработка ■ (ВХМО)

Выбор оптимальных режимов ВТМО определяется взаимосвязью между структурными характеристиками и механическими свойствами сплавов. Причем, независимо от того, в мартенситном или вустекитном состоянии служит сплав, первичным структурам фактором, определяющим свойства,,является субструктурв аустенита, возникшая в ходе Деформации.

Учитывая, что изменена' деформирующего напряжения при горячей деформации (например, сжатием) является следствием структурных превращений, установление связи между диаграммой горячей деформации и структурными изменениями в ходе горячей деформации высокотемпературной В2-фазы обеспечивает возможность выбора оптимальных режимов ВТМО, а субструктура, образующаяся при сжатии, моделирует субструктуру при прокатке.

Диаграммы высокотемпературной деформации практически so всем исследуемом температурном интервале (от 600 до 900° С) имеют характерный виц кривой с максимумом напряжения течения ( Ь/пах ), величина и положение которого определяются скорости и температурой деформации. После достижения максимума ira пряжения течения при степени деформации, соответствующей достижению (э/плх , с ростом степени деформации напряжения уменьшаются и достигают некоторого постоянного зпачбчия ( Gyon ). При ТД0ф = 600° С ( £ =.

1+5 с-1) установившаяся стадия отсутствует.

При Тд0ф > 300° О формировать субструктуры на стадии установившегося пап ряж ния завершается созданием гюлностью полигашзо-ванной структуры с примерно равноосными субзерцягн При более вы-

соких температурах (Т > 900° С) и при снижении скорости деформации процессы разупрочнения успевают достаточно развиться на восходящей ветви диаграммы, в этих случаях диаграмма имеет вид кривой без максимума ( блщ1 = Сус/п. ).

Из сравнения диаграмм горячей-деформации низко- и высокотемпературного сплавов следует, что уровень напряжений на установившейся стадии ( (э уст.. ) деформации для сплава 71 -М. выше, чем Тс-Ис-Ре, • Поэтому, в овязи с болоа высоким упрочнением следует

ожидать более быстрое статическое (после деформации) разупрочне-«

ние сплава

Обвдй вывод из рассмотрения диаграмм горячей деформации втих сплавов - ато достижение установившейся стадии деформации, а следовательно, возможность получения благоприятной,' динамически поли-гонизованной субструктуры в широком диапазоне температур (700-1000° С) при степенях деформации ' £ = 0,3-0,5.

Металлографическое изучение структуры показало, что нерад началом деформации оба сплава находятся практически в одном и той яе рекристаллизованном состоянии В2-фаэы ( & зерна 30 мкм). Следует отметить наличие большого количества второй фазы 71'^/VI' ^в сплаве И'Мс , что может быть одной из причин его более высоких прочностных свойств по сравнению со сплавом Тс -МС-Ре.

В аустените (В2-фази) при всех выбранных скоростях деформации равноосные зерна на установившейся стадии формируются только при 1 .соких температурах (900-1000° С для сплава 71-/4' , 1050° С -для сплава ТС-ЫС'Г^ ), а при более низких температурах зерна вытянуты. При ТД9ф < ?00° С наблюдали следы интенсивной деформа-' ции внутри зерен. При Тдеф 7 800° С наличие зубчатых границ исходных деформированных верен указывает на развитие предрекристаллаза-

ционных процессов в приграничных объемах. Для сплава Tt'A/c характерно более раннее развитие предрекристаллизационных и рекрис-таллизвционных процессов.

Таким образом, В2-фязы в выбранных условиях горячей деформации в широком интервале температур и скоростей деформации не рекрис-таллизуется. Контролирующим процессом структурообразования при горячей деформации в данных условиях яв.лется динамическая полиго-низация.

На основании полученных данных били построены карты структурных состояний при горшей деф"рмации сплавов и 71 -А/с ~fe -и выб-

раны режимы ирокатки с температурой начала деформации в области формирования структуры горячего наклепа (Тдеф = 500-6tj0° С) в области, в основном, полигонизованной структуры (Тдеф = 700-900° С) и в области смешанной рекристаллазовзнной и полигонизованной структуры аустанита <Тд0ф = 1000° С) при £ =5 с-1, I с-1 с £ =0,3,

£ = 0,5 с охлаждением в воде и на воздухе. Сжтэость охлаждения и скорость деформации (в пределах 1-5 с"*) не оказали существенного влияния на формирование структуры В2-фазы во всем интервале температур.

Закономерности структурообразования при изменена температуры горячей прокатки аналогичны наблюдаемым при горячем сжатии.

Полностью рекристаллизованная структура была получена при тдеф = 1000° С с последующей послёцеформашшнной выдержкой в печи « в течение I минуты.

Злектрсшюшшроскоггическов исследование, проведенное нэ тонких фольгах, позволило уточнить закономерности формирования структуры горячедеформированной Б2-фазы низкотемпературного сплава Тс -Л'с. Vg.

При 1даф = 50U-6Ü00 С наблюдается смешанная сус' ,'руктура, близкая к субструктуре горячего наклона, с высокой плотностью дислокз«-

ций (больше, чэм 1010 см-2), распределенных равномерно или формирующих субструктуру типа ячеистой. На дифракционных картинах отчетливо видно размытие и разбиение рефлексов, свидетельствующее и наличии малоугловых разориентировок внутри деформированных зерен при этих температурах деформации. Бра исследовании В2-фазы после ВТМО с ТДвф = 500° С наряду с однородной дислокационной субструктурой и ячеистой субструктурой с клубковш распределением дислокаций наблюдались области с вытянутыми примарно параллельными ррарчцаш разной* толщины с высокой плотностью дислокаций. Эти области, которые при металлографическом исследовании легко принять

sä мартенсит, на самом деле, представляет собой полосы деформации •• в 1 в чистой В2-фазе.

Бра Тдеф = 600° С наблюдали таете а динашчески лолигонизован-

ные области (структура очень несовершенна) с мелкими субзернани ..

( (¿с/з с; 0,5-1,0 мкм) и высокой плотностью дислокаций внутри.

При Тдеф = 700, 800, 900° С формируется динамически полигонизо-

ванная субструкгура, состоящая из равноосных и вытянутых субзерен

с мало- в среднэугловой разоркаптировкой. Размер субзерен :

& с/з «г 2 мкм, плотность не связанных в границы к субграница

дислокаций J) ~ ЮЭ см"2.'

. Деформация при 1000° С также сопровождается образованием поли-гонизованноИ суСструктуры и динамически (т.е. в ходе деформации) рекристалливованной структуры. Для нее характерно присутствие р. „¿той субструктура внутри рекристадлазованных зерен, а для полвго-низованной структуры - развитие предрекристаллизационнюс процессов: рассыганиэ субгракиц, коалесцыщия субзерен, их рост о образованием зародышей рекристаллизации.

, Сама полигонкзовашая субструктура с. повышением те?лперзтуры деформации становится более равновесной - субзерна растут

( (L с/з ~ мкм)■ 8 плотность свободных дислокаций уменьшается.

Динамически полигоназоваиная субструктура весьма устойчива термически. Только 1-минутная выдержка при 1000° С приводит к статической рекристаллизации полягонизованной В2-фазы, но динамически рекрасталлизованная субструктура при атом сохраняется.

Зависимость ширины рентгеновской линии В2-фаз" сплава Ti-Nc-Ц, от температуры деформации при БИЛО хорошо коррелирует с изменениями субструктуры, наблюдаемыми электронно-микроскопически.-

Высокотемпературный сплав Tc~NC при комнатной температур^, по данным исследования т...псих фольг на просвет в электронной микроскопе, имеет структуру моноклинного мартенсита BI9 после всех режимов ТМО. При этом в структуре всегда имеется определенная доля не превращенной, высокотемпературной фазы: остаточного аустенита, либо И -фазы. Для всех режимов ТМО наблюдается высокая плотность дислокаций, которая является, результатом фазового наклепа, а также унаследованная мартенситом деформацион* ^я субструктура аустенита. О наложении сильного фазового наклепа на субструктуру горячедеформированного аустенита свидетельствует большэ" ширина рентгеновской линии В2-фазы (полученная при съемке в аустенитной области, Т = 150° С) после всех режимов ВТМО, которая мало зависит от обработки и составляет ч-IO-^ рад.

Структура'мартенсита "вуалирует" особенности субструктуры горя-чедеформировашюго аустенита, из 'которого мартенсит образовался. Поэтому для сплава Tc-NC возможны лишь самые общие выводы q характере субструктуры и ее устойчивости.

Созданная при ВТМО ".-убструктуря влияет на положение мартенситных точек.

В исследуемом сплаве 71 -A/i -Ft превращение .2-фазы в мартенсит BI9 происходит через промежуточную ft- -({азу, причем облает!

существования аустенита В2-фазы и мартенсита В13У - фазы разделены довольно значительным температурным интервалом, в котором существует только одна Я -фаза.

Исследование температур мартенситных превращений ..лодом измерения деформации при малых нагрузках показало, что образование субструктуры горячего наклепа в В2-фазе при ВТМО приводит к снижении мартенсита точек, особенно мартенситных точек начала и конца врямого превращения, повышению Т д, (температура начала В2-»& перехода) и расширению темпоратурного интервала превращений.

В интервале температур деформации 800-1000° С, отвечающем формировании совершенной долигонизоващмй субструктуры с крушшмй субзернауи, марте ¡кданые точки кэ отличаются от харв-Леркых для контрольной обработки (недефоривровашого сплава).

Сравнение вели чаш прогиба под нагрузкой при охлаждении сплава до -196° С показало, что после ВЖ> о деформацией при 700-1000° С его величина при одинаковой минимальной нагрузке ( 0^,t=I5O МИа) больше, чем после контрольной обработки и болав стабильна - меньше изменяется с роотом нагрузки. В случае субструктуры горячего наклепа требуется значительно большее усилие для достижения той t же величины прогиба. Очевидно, что равновесная субструктура В2-фа-зы не служит препятствием для развития мартенсктного превращения. В то время как ячеистая, с высокой плотностью дислокаций субструктура горячего наклепа способствует резкому увеличению содротивле-нр- мартенситному сдвигу. '

Механизм мартэнсзтного превращения в высокотемпературном сплаве T-/Vt клещам пра комнатной температуре структуру мартенсита 819' , отличается о:'механизма в низкотемпературном сплаве Ti''M'~Ft , имевшего при комнатной тешературе структуру аустенита - В2-фазы. Обычно наблюдается прямое В2 -» В1э' превращение.

Показано* что влияние субструктуры аустенита на температурни* интервал мартвнситных превращений сплава 71'незначительно. В то асе время субструктура горячего наклепа меняет последовательность превращений с В2 -» BI9' , характерной для контрольной закалки и ВТИО с формированием долигонизоввнвой субструктуры, «¿. В2-* Д." ВГз'. Создание деформированной структуры горячего наклепа стабилизирует область существования И -фазы, но и в этом случав при охлаждении мартенсит BI9' образуется из В2-фазы раньше, чем Я. -фаза.

Влияние ВТМО на механические и специальные свойства сплавов Тс-//¿-Fe. и Тс-ЫС

Исследование низкотемпературного сплава Тс -Ni - Fe , подвергнутого ВТМО, показали, что созданная при ВТМО субструктура (полигональные субгргнлцы и индивидуальные дислокации)' повышает предел текучести, предел прочности В2-фазы и весьма слабо влияет на относительное удлинение. Максимум прочностных свойств получили при . температуре деформации 500° С, коэда формируется субструктура типа горячего наклэг.а.

Созданная при БТИО субструктура В2-фазы позволяет реализовать более высокие значения реактивного напряжения (в Z,5 раза больше в случав суботруктуры горшего наклепа и более, чем в 1,5 раза в случае яолигснизованной субструктуры. Понижение температуры деформации при ВТМО,сопровождается повышенном значений полностью восстанавливаемой деформации. При этом возрастает задаваемое напряжение .

^Исследование проведено совместно со С.В.Олейниковой (ВМС)

Интересно, что максимум прочностных свойств, реактивных напряжений, а главное, величины полностью восстанавливаемой деформации (до 12 %) был получен посла деформации аустенита при Т = 500° С, когда формируется субструктура горячего наклепа. При этом остаточ ная деформация не возникает вплоть до разрушения образца. Для

объяснения этого факта следует иметь в виду, что из-за значитель-*

ного снижения мартенситной точки и стабилизации области существования Я- фазы изменяется механизм накопления деформации при температуре жидкого азота, когда деформирование включает в себя процесс монодоменизации Л -фазы с последующим сравнительно легким образованием мартенсита под напряжением по сравнению с процессом переориентации уже существующего при -196° С мартенсита для образцов после В7М0 с более высокими температурами деформации.

Значительное повышение предела текучести В2-фазы не приводит к появлению пластической деформации и тем самым позволяет реализовать больше реактивные напряжения и повышает степень восстановления формы. С повышением температуры деформации понижаются значения приложенного напряжения и восстанавливаемой деформации, дрй которых возникает остаточная деформация.

Чем ниже температура деформации, тем круче возрастает реактивное напряжение от приложенной нагрузки и тем меньшая остаточная деформации сопровождает его рост. ВВЮ при температуре деформации 500° позволяет реализовать значение реактивного напряжения ( 6г = 800 МПа), ранее не достигавшееся на таком сплаве, как

П-М-Ге.

Термонпклирование через интервал мартенслтных превращений В2 Я ^ В19* (сплав 71 ~М-' ) не приводит к возникновению большого числа ■дислокаций фазового наклепа. Термоциклирование через

интервал превращений В2 способствует возникновению значи-

тельного фазового наклепа, который вуалирует влияние ВТМО на структуру и свойства высокотемпературного сплава . Чем ваз температура деформации аустенита, тем слабее упрочш чцай эффект от ТМО, но при этом возрастает упрочнение от фазового накяепа при прохождении мертенситного превращения в ходе охлаждения горя-чедэформированного аустенита от температуры деформации до комнатной.

Прочностные свойства В2-фазн и реактивные напряжения для сплава 71 существенно повышаются только яри температура деформации (700° С и ниже).

ВИЛО слабо влияет на интервал легкого деформирования этого сплава. По сравнению о низкотемпературным сплавом 71'для сплава Тс-ИС были получены сравнительно низкие значения восстанавливаемой деформации (4-8 %), причем остаточная деформация возникает практически с первых процентов наведенной деформации.

Задание деформации при Ткош определяет не только низкие значения восстанавливаемой деформации ( -- 8 % при £ ост.= В %), но и низкие значения реактивных, напряжений (<§•> = 300 МПа). И толь ко наведение деформации за счет направленного мартенситного превращения црг охлаждении от Т = 260° С до Т-Ткомн# иод малыми напряжениями ( = 250 МБа) позволило реализовать величину восстанавливаемой деформации 8 % (при £ ост = I %) и = 490-520 Ша, практически не зависящие от температуры деформации при ВТМО спл.

Тс-Не.

Дилатометрические аффекты и текстура сплава 71'-М,' после ВТМО~

ВТМО приводит к возникновению дилатометрических аномалий в температурном интервале мартенситных превращений СТИМДа) сплава Тс-№.

При низкой температуре деформации аустенита (500° С) в ходе »

мартонситного превращения наблюдается: аномальное большое ( I %) удлинение б направлении перпендикуляра к плоскости прокатки и сужение в направлениях перпендикулярно и параллельно направлению прокатки вместо ожидаемого нормального изотропного расширения +0,07 %. При этом величина положительного эффекта в направлении перпендикуляра к плоскости прокатки --V в 2 раза больше отрицательных эффектов в направлениях перпендикулярно и параллельно направлению прокатки. При обратном превращении наблюдаются эффекты противоположных знаков.

Петля гисгериса при первом цикле превращения незамкнутая, анизотропная деформация при прямом превращении больше, чем при обратном.

Термоциклирование через ТМИ приводит к уменьшению недовозвра-та формы, к усилении дилатометрических аномалий и их стабилизации после первых нескольких циклов.

С ростом температуры деформации при ВТМО вф^ект в направлении перпендикуляра к ПП и после ВИЛО по режиму, определяющему рекри-стализацав ауствнита (деформация при 1000° С и выдержка I мин.), приближается по величине к нормальному эффекту.

Эффекта по двум другим направлениям с ростом температуры деформации также уменьшаются по абсолютной величине, причем в конце превращения при охлаждении и в начале превращения при нагреве воз* — Исследования выполнены совместно с ¿.Ю.Лукъянмчевъ'м и Т.В.Мороз о вой(МИСиС).

никает нормальный эффект (т.е. удлинение при прямом мартенситном превращении и сужение при обратном), вклад которого увеличивается с ростом температуры деформации. Но терыоцпкдирование приводит к усилению аномальных э$$ектов в этих направлениях.

Нагрев при 450? 30 мин после цаклнрованля уменьшает аномальный эффект, возвращая его к величине, характерной для начального цикла а при 900°, 30 мин резко уменьшает аномалию.

Анизотропные дилатометрические эффект, возникшие в сплаве Тс-Не после 1М0 очень устойчивы. Приложение внешней нагрузки в ходе превращения не меняет дилатометрических аномалий яр циклиро-вании независимо от соотношения направлений нагрузки и дилатометрического эффекта.

Анизотропна дилатометрического аффекта наблюдали и в исходном горячепрессованном прутке с рекристаллизованной структурой (при охлаждении вдоль оси прессования - csame, перпендикулярно ей -удлинение).

• В отсутствие внешней нагрузки причинами аномальных дилатометрических эффектов могут быть кристаллографическая текстура доходного аустенита либо ориентированные внутренние напряжения.

Измерение напряжений методом SClllf> показало, что в аустенита после всех обработок ориентированные напряжения отсутствуют. В мартенситном состоянии деформация при 500° С определяет сжимающее напряжение (300-400 МПа) в плоскости прокатки. Уже при деформации при 700° С это напряжение уменьшается в 2 раза, а при 1000° С практически отсутствует.

В мартенсите напряжения уменьшаются после нагрева при 450° 30 мина практически исчезают носле нагрет лри 900° 30

Горячеве формированный аустенит и образовавшийся из него мартенсит текстурованш. Текстура ослабевает и переориентируется с ростом температуры деформации, происходит ослабление одних ориентировок и усиление других, связанное с различной устойчивостью ориентировок.

Исходный пруток после прессования и закалки текстурован: текстура рассеянная с преимущественной ориентировкой <110> в направлении оси прутка. В результате деформации при 500° С формируется текстура прокатки В2-фазы которую можно описать следующими ориентировками {ill} <1127 + {юо} < 100> + {112} ¿II0>

Повышение температуры деформации до 600° С приводят к ослаблению остроты текстуры, но основной характер ее сохраняется:ориентировка близка к {112} ¿ 1107 , наблюдается рассеяние вокруг нормали к плоскости прокатки.

'Дальнейшее увеличение температуры деформации до 900° С приводит к еще более сильному рассеянию текстуры деформации, связанному, по-видимому, с изменением ориентировки плоскости прокатки от {ill} к { ПО] : появлению новой компоненты - {110} < 112 7 - < 110 / .

Повышение температуры деформации до 1000° С приводит к формировании четкой текстуры типа ^ 110^¡CLLVWZ Последующая стат. эская рекристаллизация (при 1000° С) приводит к сильному рассеянию и получению слаботекстурованного состояния.

• Текстурные изменения согласуются с характером изменения структурного состояния при втао. Наблюдаемый текстурный переход ориентировки параллельной плоскости прокатки от ^III V к {по} отвечает температуре начала рекристаллизации в динамических условиях. Текстура после ВТМО при 600-900° С свойственна состоянию динамической полигонизащш, а наиболее сильная текстура, полученная после ВТМО при 50»С, характерна для структуры типа горячего наклепа.

В результате деформации аустенита при 500° С и последующем мвртанситном превращении при охдаядении сплава до комнатной температуры образуется текстура, характерная для деформированного состояния фазы BI9 с ориентировками {lI2) 21? + {nojciro?

Увеличение температуры деформации до 700° С приводит к образованию достаточно четкой текстуры типа {.III} 4 IIü^ + ¿IIOjcOüD.

Повышение температуры деформации аустенита до 900° С приводит к рассеянию текстуры. Для температуры деформации 1000° С основными становятся ориентировки близкие к ¿III J < 110^ .

Термоциклирование jплава 7V -М. , тер^омеханически обработанного при температуре деформации 500° С, с четкой текстурой мартенсита , приводит после первого цшсла к увеличению вв остроты. При дальнейшем термоциклировашш наблюдаются отклонения от исходной ориентировка.-

Последующий огжиг при 900° С 30 минут приводит" к появлению ориентировок типа (lI2) -¿£217 . Следует отметать, что исходный пруток, не содержащий развитой субструктуры и проявляющий анизотропию дилатометрического эффекта был текстурован.

Таким образом, по видимому, первичной причиной аномальных дилатометрических эффектов в сплаве 71 гМ; наряду с адаптированными полями дислокаций и их построений является текстура горячедефор-мированного аустенита, задающая текстуру мартенсита и, следовательно, ориентированные напряжения в ходе мартенситного превращения. Развивающаяся при терыощшлировании через интервал мартен-ситных превращений дефэ кгная структура служит дополнительны* носителем ориентированного воздействия на мартенситноа превращение.

ВЫВОДЫ

1. Получены диаграммы горячей деформации сжатием и построены карты структурных состояний при горячей деформации сплавов '77' М' я Тс-Мс-Ц Горячая деформация в цикле ВТМО прокаткой сплавов на основе 7i'->/VV приводит к образованию устойчивой динамически по. лигонизованной субструктуры в широком интервале температур деформации от 700 до 1000° С. При температурах деформации 500-600° С формируется, в основном, субструктура горячего наклепа, а при 900-1000° С развивается частая динамическая рекристаллизация. Выдержка при 1000° С после деформации сопровождается статистической рекристаллизацией.,

2. В присутствии/динамически полигонизованной субструктуры аус тенита характеристические температуры интервала мартенситных прев ращений не меняются. Субструктура горячего наклепа в аустените приводит к снижению температур Мн, Мк. Ан, Ак и повышению температуры начала образования R-фазы в сплаве %'-A/C~Fe . Влияние субструктуры аустенита на температурный интервал мартенситных превращений (ТИМП) сплава 7V-tJc незначительно. В то г время .субструктура горячего наклепа меняет последовательность превращений при охлаждении сплава 71'-/W В2 —' BI9' характерной для контрольной закалки и ВШО с формированием полигонизованной субструктуры, на B2tR-«BI9'.

3. ВТМО сплава 7V - М -Ft с прямым В2 ^Ь-Вю'превращение'1 повышает предел текучести аустенита при неизменной пластичности.

Создание в эустените субструк'х'уры горячего наклепа повышает в 2,5 раза, & пгллюнвзовачной субструктуры - в 1,5 раза. Значительного фазсвого наклепа в этом сплсва при термоциклировании. через ТМП та возникает.

В сплаве 71 ~ЫС с прямым В2-В1Э' превращением сильный фазовый наклеп от превращения вуалирует влияние ВИЛО, которое проявляется при температурах деформации 700° С и ниже.

4. ЗТМО повышает реактивное напряжение сплава 71' -М' -Вг. по сравнению с контрольной закалкой в том же соотношении, что и

брд- При этом с понижением температуры деформации до 500°-С , возрастает полностью восстанавливаемая деформация (до 12 % по сравнению с 7 % после контрольной обработки). Это обеспечивается изменением мэхашзма накопления деформации при деформировании в жидком азоте г. повышении предела текучести аустенита с понижением • температур деформации. При этом напряжения, задающие восстанавливаемую деформацию, в присутствии субструктуры горячего наклепа значительно выше, чем в случав контрольной обработки и ВТМО с по-лигонизованной субструктурой.

ВТМО слабо влияет на величину реактивного напряжения и восстанавливаемую деформацию сплава Тс-г^С.

5. ВТМО приводит к возникновению дилатометрических аномалий в • температурном интервале мартенситных'превращений сплава 71-/4' . В хода мартенситного превращэния наблюдается аномально большое удлинение перпендикулярно плоскости прокатки и сужение перпендикулярно и параллельно направлению прокатки, вместо нормального изотропного растирания. Ери обратном превращении наблюдаются эффекты противоположных знаков. Термоциклированиа через ТИМП приводит

к усилению указанных эффектов и их стабилизации лбеле первых

нескольких циклов. С ростом температуры деформяции при ВТМО аномальные дилатометрические эффекты уменьшаются, при ртом наряду с аномальным эффектом возникает нормальный. Термоциклирование через ТЙМЛ приводит к усилению аномального аффекта.

6. Горячее деформированный аустешт и образовавшийся из него мартенсит текстурованы. Текстура ослабевает и частично переориентируется с ростом температуры деформации, приближаясь к текстуре исходной заготовки до ВТМО.

В аустените сплава 7У - bJc после всех обработок ориен-

тированные напряжения отсутствуют. В мартенситном состоянии сплава Nc В1М0 с деформацией при 500° С определяет растягивающие напряжения перпендикулярно плоскссти прокатки. Деформация при 700° С уменьшает это напряжение в 2 раза, в случае деформации прл 1000° С напряжения отсутствуют.

7. Первичной йричиной аномальных-дилатометрических эффектов в сплаве % - hlC наряду с ориентированными полями дислокаций и их построений является текстура горячедеформированного аустенита, за дающая текстуру мартенсита и, следовательно, ориентированные напряжения г ходе мартенситного превращения. Развивающаяся при тер-моциклировании через интервал мартанситных превращений дефектная структура служит дополнительным носителем ориентированного воздеА ствия на мартенситное превращение.

8. Предложены рекомендации по проведению ВТМО сплавов на основе Тс - М/ в промышленных условиях. Проведено опытно-промышленное опробование В'ШО листов из сплава 71 - Ml - Ft. , в результате которого получен повышенный комплекс механических и специальных свойств.

Основное содержание диссертационной работы изложено в следующих публикациях

1. Бернштейн М.Л., Прокошкин С.Д., Капуткина Л.М. Дмелевская И.Ю., Бондарева С.А., Фаткуллина Л.П., Олейникова C.B. Структура и свойства сплавов Тс М' после ВТМО //Тезисг докладов I Всесоюзной конференции "оффект памяти формы и сверхпластичнооть и их применение ч медицине". - Томск. - 1989. - с. 152-153.

2. Прокошкин С.Д., Капуткина Л.М., Хмелевская И. D., Бондаре-, ва O.A., Фаткуллчна Jl.Il., Олейникова C.B. Структура ш свойства' сплавов на основе никелида титана после 3W0 с деформацией в широком интервале температур //Тезисы докладов ХЛ1 Всесоюзной научно-технической конференции по тепловой микроскопии "Структура и прочность материалов в широком диапазона температур". - Каунас.

- 1989. - с. 200-201.

3. Прокошкин С.Д., Капуткина Л.М., Хмэлевская И:'Ю., Бондарева С. А., Фаткуллина Л.П., Олейникова C.B. Влияние ВТМО ча структуру и свойства сплава титан-никель //Материалы семинара "Материалы о эффектом памяти фопмц и их применение". - Новгород-Ленинград. - 19ь9. - с. 50-52.

4. Кадников A.A., Бондарева С.А., Тихомирова О.Ю., Лукъяны-чев С.Ю. Термочеханаческая обработка сплавов 71' Ыс //Тезисы докладов школы-семинара "Фазовые превращения - 90" - Москва.

- 1990. - с. 24-25.

5. Прокопвснн С.Д.-, Капуттна Л.М., Хмелэвская И.Ю., Бондарева S.A., Фаткуллина Л.П., Олейникова C.B. Структурообразование при ВТМО и свойства сплава на основе никелида титана //Технология легких сплавов. 1990. - № 4 - с. 34-39.

. 6. Прокошкин С.Д., Капуткина Л.М., Бондарева С.А., Тихомирова О.Ю., Фаткудляна Л.П., Олейникова C.B. Структура горячедефор-мированного ауотенита и свойства сплава Тс Ne-F-t. после ВТМО. //Физика металлов и металловедение. - 1991. — J6 3. - с. 144-149.

7. Прокошкин С.Д., Капуткина Л.М., Хмелевская И.Ю., Кадников A.A., Бондарева С.А., Фаткуллина Л.П., Олейникова C.B. Структура и свойства сплавов титан-никель после термомеханической обработки и старения //Тезисы докладов Всесоюзной конференции по мартенсит-ннм превращениям в твердом теле "Мартенсит-91" . - îîocob - УССР -- 1991. - с. 256-257.

в. Рыкойъкйъ /СириОйгФ LH, ¿Imilurtkayl.v Ка&ЫЬОГ fí.fí , ûciirtamvxt S.A-, ШКиШш) Л.Р., DUiíicKóirtL lu. 7¿áJ)wtutchahckim-íi ^¿-¿¿idikutt oíd km- ШЫЫЛ> Ic-hJc дЫ'иЫ luloatyu ■LchJÛaviitfiXiuLK' vvtsaábi^ Ы орЬСмс/(сга£<Цй И XIV fjobàl^ic CüiUOjriíJüdto rnpeí, Kan ft-

â f¿.

Ô. Бернштейн M.I., Прокошкин С.Д., Кадников A.A., Капуткина Л.М. Лукьянычев C.D., Бондарева С.А., Олейникова C.B., Фаткуллина Л.П., Хмелевская H.D., Рыклина Е.П., Рабкин И.Х. Способ термической обработки сплавов системы 71"-/Vi - Решение ВНИИ ГПЭ о выдаче

авторского свидетельства от 7.02.91 г. до заявке № 4796596-02/024075.

-

ЗаказОбъем I п.л. Тираж 100 экз. . Типография 303 МИСиС, ул.Орджоникидзе, 8/9.