Закономерности и механизмы пластической деформации и структурно-фазовых превращений в монокристаллах сплавов TiNi(Fe, Mo) и TiNi(Fe)

Содержание
Введение.....................................................................3
1. Закономерности температурной и ориентационной зависимости прочностных н пластических свойств монокристаллов сплавов никелида титана при растяжении..............................-................................... 18
1.1. Последовательность мартенситных превращений в закаленных монокристаллах ТОК(Ре, Мо)..........................................................18
1.2. Температурная и ориентационная зависимость предела текучести в монокристаллах Т1№(Ре, Мо).......................................................27
1.3. Особенности хрупко-вязкого перехода в закаленных монокристаллах никелида титана..................................................................37
1.4. Влияние различных факторов на пластичность и разрушение монокристаллов никелида титана..........................................................63
Выводы к разделу 1........................................................77
2. Локализация пластической деформации и механическое двойникованис В2 фазы в монокристаллах никелнда титана........................................79
2.1. Типы дислокаций и температурная зависимость предела текучести в В2 ин-термсталлидах, не испытывающих мартенситных превращений......................79
2.2. Системы скольжения, дислокационные струкгуры и локализация деформации в монокристаллах Т1№(Ре, Мо) при растяжении.............................104
2.3. Механическое двойникование в В2 решетке.............................127
2.4. Механизмы деформации и особенности температурной зависимости предела текучести [001]-кристаллов Т1Ы1(Ре, Мо) при сжатии..........................137
2.4.1. Деформационное двойникование в В2 фазе никелида титана при температурах выше Мд........................................................137
2.4.2. Мартснситнос В2—>В19' превращение под напряжением и его связь с механическим двойиикованием В2 фазы.........................................160
2.5. Формирование полос локализованной деформации и двойников В2 фазы в монокристаллах ТО^ХРе, Мо) при прокатке;....................................180
2.5.1. Дефектная структура кристаллов с направлением прокатки <053>... 180
(У'
1
2.5.2. Структура кристаллов после прокатки вдоль направления <100>....189
Выводы к разделу 2......................................................197
3. Механизмы деформации и переориентации кристаллической решетки в полосах локализации и двойниках деформации В2 фазы пикелида титана...........201
3.1. Теории и модели мартенситных превращений...........................201
3.2. Атомно-кинетические модели формирования полос локализации деформации и механических двойников В2 фазы никелида титана.......................217
3.3. Дисторсии кристаллической решетки при механическом двойниковании В2 фазы никелида титана механизмами локальных обратимых мартенситных превращений......................................................................226
3.4. Определение инвариантных (габитусных) плоскостей двойников деформации В2 фазы................................................................235
3.5. Анализ асимметрии предела текучести в монокристаллах сплавов никелида титана.....................................................................240
Выводы к разделу 3......................................................249
4. Особенности формировании нанокристаллических и квази-аморфных состояний в монокристаллах никелида титана при интенсивной пластической деформации.................................................................250
4.1. Структурные превращения и механизмы образования {111}<Ьк1> текстуры микро- и нонокристаллического состояния в сплавах никелида титана при интенсивной пластической деформации кручением под высоким давлением...........250
4.2. Фрагментация в кристаллах ТО41(Ре, Мо) при прокатке................271
4.3. Формирование дефектной структуры кристаллов Т1М(Ре, Мо) в условиях всестороннего прессования..................................................286
Выводы к разделу 4......................................................302
5. Материалы н методы исследования.........................................304
5.1. Выбор и получение материалов для исследования......................304
5.2. Методы исследования................................................309
Выводы.....................................................................314
Литература.................................................................318
2
Введение
Актуальность проблемы. Прогресс в науке и технике неразрывно связан с эффективным использованием традиционных и разработкой новых материалов с уникальными свойствами. Поэтому уже многие годы не ослабевает пристальный интерес к сплавам на основе никелида титана, проявляющим эффекты памяти формы (ЭПФ) и сверхэластичности (СЭ) [1-33]. Большинство научных работ, выполненных на сплавах ТО*!!, нацелено на исследование факторов, позволяющих направлено воздействовать на основные характеристики мартенситных превращений: температуры и гистерезис превращения, величину ЭПФ, структурное состояние сплавов в предмартенситной области. Основными параметрами, способными в значительной мерс управлять этими характеристиками, являются уровень прочностных свойств высокотемпературной (аустенитной) В2 фазы и механизмы ее пластической деформации.
Поскольку большинство используемых на практике поликристаллических сплавов Т1№ обладают значительной анизотропией ЭПФ, реактивного напряжения и прочностных характеристик, связанной с определенными типами текстур, формирующимися при термомеханических обработках, возникает задача выяснения ориентационной зависимости прочностных и пластических свойств монокристаллов высокотемпературной В2 фазы. Однако, детальных исследований, выполненных на монокристаллах ТОЙ, мало, недостаточно работ по определению и аттестации действующих механизмов пластической деформации, что не позволяет сравнивать деформационное поведение монокристаллов на основе никелида титана с монокристаллами других В2 интерметаллидов. Такое сравнительное изучение имеет отдельный научный интерес, поскольку сплавы с В2 сверхструктурой проявляют целый комплекс уникальных свойств: аномальную температурную зависимость предела текучести, сложную зависимость ткр от ориентации кристалла и знака приложенного напряжения, склонность к локализации деформации, способность к фазовым переходам порядок-беспорядок и т.д. Упорядочение сопровождается охрупчиванием поликристаллов и снижением пластичности монокристаллов. Кроме того, большинство В2 интерметаллидов стехиометрического состава характеризуются значительной анизотропией упругих модулей.
3
Никелид титана, среди других В2 интерметалл идов, обладает самой высокой пластичностью до разрушения 5-30-80 % [2, 3, 6, 10]. Причем поликристаллы TiNi пластичны как в мартснситном, так и в аустснитном состояниях. Выяснение природы высокой пластичности никелида титана представляет как практический, так и фундаментальный интерес. При температурах ниже 0,3TIL1, где другие интерметал-лиды - NiAl, FeAl, AgMg, CoTi, имеют щраниченную пластичность, поликристаллы никелида титана, деформируются мартенситным превращением, наведенным напряжением (stress-induced martensitic transformation), обеспечивающим им максимальную пластичность вблизи температуры начала мартенситного превращения М„. Высокая пластичность наблюдается на поликристаллах TiNi с размером зерна d-6-40 мкм, полученных высоко- или низкотемпературной прокаткой, штамповкой или волочением с последующими отжигами и закалкой, или охлаждением с печью. При этом в материале создается структурно-неоднородное состояние, которое с одной стороны создает многочисленные центры для зарождения мартенсита (дислокации, дислокационные скопления, полосы локализованной деформации (ПЛД), частицы вторых фаз и т.д.), а с другой - ограничивает размер мартенситных пластин размером зерен или субзсрсн, уменьшая локальные внутренние напряжения.
В закаленных монокристаллах никелида титана развитие stress-induced мар-тенситных превращений может сильно отличаться от указанных поликристаллов. В отсутствие границ зерен, частиц второй фазы, дислокационный субструктуры, инициируемые нагрузкой мартенситные кристаллы В19’ фазы с максимальными факторами Шмида будут терять устойчивость, достигая критических размеров, и, быстро распространяясь через все сечения образца подобно двойникам, плоским скоплениям дислокаций и трещинам, приводить к хрупкому разрушению. Предполагалось, что закаленные монокристаллы TiNi, также как другие В2 интерметалли-ды, будут испытывать вязко-хрупкий переход при температурах T<M<j (температура начала пластической деформации В2 фазы). Такие же деформационные закономерности можно ожидать и на закаленных поликристаллах никелида титана с крупным размером зерна.
Высокую пластичность никелида титана при температурах T>M<j (температура начала пластического течения В2 фазы) в некоторых работах [15-18] связыва-
4
юг с развитием двойиикования в упорядоченной В2 фазе, которое совместно с дислокационным скольжением по системам а<100>{011} обеспечивает выполнимость критерия Мизеса для пластичности поликристалла.
Упорядочение сплавов с ОЦК решеткой значительно затрудняет деформацию механическим двойникованием. Критические напряжения для двойиикования становятся настолько высокими, что прежде достигаются напряжения для хрупкого разрушения, как это показано на сплавах РеСо. Тем не менее, двойникование в В2 фазе поли кристаллических сплавов Тм9М51 и Т^Т^Рвз но плоскостям {114} с вектором сдвига <221>, при котором сохраняется дальний порядок в двойнике, и “псевдодвойникование” по плоскостям {112} с вектором сдвига а/6 <111>, которое в В2 сверхструктуре создает разупорядоченный двойник, обнаружено еще в ранней работе [15]. Вопрос о псевдодвойниковании в Т1РЛ по плоскостям {112} с нарушением В2 порядка в двойнике до конца не ясен и обсуждается в научной печати.
Позднее [17, 18] на сплавах ТОЛ были установлены другие типы В2-двойников с плоскостями габитуса {113}, {227}, {332}, {115}, {116}, и предложены схемы сложного двойиикования, которое включает не только сдвиги, но и перетасовки атомов для восстановления сверхструктуры в сдвойникованной области. Причем, для каждого типа двойников предложены индивидуальные двойиикующие дислокации и свои схемы перетасовок атомов [17, 18]. Однако ориентационная зависимость этих явлений, а также их природа и связь с мартснситным превращением, происходящим под напряжением до сих пор не выяснены.
Только детальные исследования зависимости процессов В2-двойникования от темиерагуры, ориентации оси деформации, состава сплава и знака приложенного напряжения, выполненные на монокристаллах ТОЛ, могут дать основания для разработки кристаллографических моделей и атомных механизмов двойникова-ния, которые позволят с единых позиций объяснить все типы двойников и теоретически описать дисторсии кристаллической решетки В2 фазы в процессе механического двойиикования
Анализ факторов Шмида показывает, что механическое двойникование в В2 фазе в определенных ориентациях монокристаллов ТОЛ может быть основным механизмом пластической деформации. Этот факт может свидетельствовать об ориентационной зависимости температуры потому, что переход от стадии «зЦеББ-
5
induced» мартенситного превращения к стадии пластического течения в В2 фазе при температуре Md в одном случае будет определяться равенством напряжений мартенситного сдвига (превращения) критическим напряжениям для сдвига дислокаций сум=ткр(ориентации вблизи полюса [111]), в другом случае - напряжению для двойникования ам=тлв (ориентации вблизи полюса [001]). Исследований ориентационной зависимости температуры Md ранее не проводилось из-за сложности получения монокристаллов TiNi. В поликристаллах никелида титана, не обладающих текстурой, величина температуры Md усредняется по большому количеству зерен и практически не должна зависеть от направления, выбранного в материале, в отличие от сильно текстурированных сплавов TiNi.
В последние годы усилился интерес к ультрадисперсным и нанокристалли-ческим (НК) материалам, в том числе к сплавам никелида титана, которые в НК состоянии проявляют более высокие прочностные свойства в сочетании с хорошей пластичностью, эффектами однократно и многократно воспроизводимой памяти формы, СЭ и реактивного напряжения. Наиболее перспективными методами получения объемных образцов НК сплавов на основе никелида титана являются методы интенсивной пластической деформации (ИПД). В связи с этим, исследование структурно-фазовых превращений, локализации деформации и механизмов формирования НК и аморфных состояний в сплавах TiNi при ИПД также является актуальной задачей. На первый план здесь выступают кооперативные механизмы деформации и фрагментации материала, взаимодействие дефектов и структурнофазовые превращения, происходящие в полях высоких внутренних напряжений.
Целью настоящей работы является систематическое комплексное исследование (экспериментальное и теоретическое) закономерностей и механизмов пластической деформации и структурно-фазовых превращений в монокристаллах на основе никелида титана при разных видах нагружения (одноосное растяжение и сжатие, холодная и «теплая» прокатка, кручение в камере Бриджмена, всестороннее прессование) с определением кристаллографических систем сдвига, характеристикой носителей деформации, аттестацией напряженного состояния в зонах локализации деформации.
Выбор для исследования трех сплавов TiNi(Fe, Мо) (поли- и монокристаллы) обусловлен тем, что указанные сплавы обладают уникальным комплексом физикомеханических свойств, сделавших их наиболее перспективными для использования
6
в технике и медицине в качестве конструкций, элементов, имплантатов, тканевых и сетчатых материалов для челюстно-лицевой хирургии, ортодонтических изделий, инструментов и наноструктурных нитей. Они обладают высокой прочностью, коррозионной стойкостью и хорошей пластичностью [3, 6, 12]. Кроме указанных выше монокристаллов, в работе частично исследованы: монокристаллы сплавов TiNi(Fe) (два сплава), их выбор был связан с тем, что в поликристаллах одного из этих сплавов впервые наблюдали механические двойники В2 фазы [15].
Для достижения цели исследования в работе были поставлены следующие задачи:
1. Исследовать зависимость предела текучести, пластичности, коэффициентов деформационного упрочнения и характера разрушения в монокристаллах на основе сплавов никелида титана от ориентации оси деформации, температуры испытания, состава сплава, температуры старения и способа нагружения (растяжение/сжатие).
2. Изучить основные закономерности развития мартенситных превращений под напряжением в закаленных монокристаллах TiNi(Fe, Мо).
3. На монокристаллах двух сплавов TiNi(Fe, Мо) и TiNi(Fe) провести детальное экспериментальное изучение механизмов пластической деформации высокотемпературной В2 фазы при растяжении и сжатии в зависимости от температуры, ориентации оси деформации, степени стабильности В2 фазы. Определить действующие кристаллографические системы дислокационного скольжения и габитусные плоскости механических двойников, провести аттестацию дислокаций, выяснить роль strain-induced мартенситного В2-»В19’ превращения в зонах локализации деформации.
4. Провести сравнительное экспериментальное исследование деформационного поведения и разрушения крупнозернистых, бестекстурных и мелкозернистых тск-стурированных поликристалличсских сплавов TiNi(Fe, Мо).
5. На основе полученного экспериментального материала разработать атомные модели и механизмы двойникования в В2 фазе никелида титана, учитывающие общую природу разных типов механических двойников и полос локализации деформации. Рассчитать дисторсии кристаллической решетки и габитусные плоскости двойников в рамках предложенных механизмов.
6. Провести электронно-микроскопическое исследование эволюции дефектной субструктуры, фазовых превращений, процессов фрагментации и аморфизации в
7
монокристаллах сплава TiNi(Fe, Mo) при различных способах ИПД.
Поставленные задачи были решены в процессе диссертационного исследования.
Основными методами исследовании в работе являются: механические испытания образцов монокристаллов на одноосное растяжение и сжатие, холодную и «теплую» прокатку, кручение под высоким давлением в камере Бриджмена, всестороннее (abc-) прессование; оптическая микроскопия, которая использовалась для изучения деформационного рельефа образцов и проведения металлографического двухследового анализа; просвечивающая электронная микроскопия тонких фольг; растровая электронная микроскопия - для анализа следов деформации и поверхностей разрушения образцов; рентгеноструктурные исследования - для ориентации монокристаллов, изучения прецессии оси кристаллов в процессе деформации, определения фазового состава деформированных кристаллов.
Достоверность результатов исследований обеспечивается корректностью постановки задачи, использованием современных экспериментальных методов исследования, воспроизводимостью полученных.результатов эксперимента и подтверждается сопоставлением с расчетными и литературными данными.
Научная новизна работы. В работе впервые проведены комплексные экспериментальные исследования ориентационной и температурной зависимости прочностных и пластических свойств и характера разрушения закаленных монокристаллов сплавов никелида титана при растяжении в широкой области температур 77-773 К. Исследована микроструктура деформированных образцов и механизмы пластической деформации высокотемпературной В2 фазы, определены кристаллографические системы скольжения. Установлены «мягкие» ориентации кристаллов с низкими пределом текучести в В2 фазе, низкими ткр для действующих систем СКОЛЬЖСНИЯ, И ВЫСОКОЙ пластичностью и «жесткие» ориентации, где Go.1 и iKp в два раза выше, чем в «мягких» ориентациях. Обнаружен вязко-хрупкий переход, критическая температура которого коррелируег с температурой M<j..
Впервые показано, что температура начала пластического течения в В2 фазе, Ma, и интервал мартенситного превращения под нагрузкой имеют ориентационную зависимость и определяются уровнем прочностных свойств матрицы и механизмом деформации, ответственным за предел текучести.
8
В кристаллах ТО^Бе, Мо) и ТО^Бе) с ориентациями вблизи полюса [001] обнаружена асимметрия предела текучести в В2 фазе при растяжении и сжатии.
Установлена зависимость механического двойникования в упорядоченной В2 фазе никелида титана от ориентации кристалла и знака приложенного напряжения. Исследованы закономерности развития двойникования в монокристаллах сплавов ТМ^е, Мо) и его связь с мартенситным В2—>В19'->В2 превращением при сжатии и холодной прокатке, проведена электронно-микроскопическая аттестация структурно-фазовых состояний и уровня локальных внутренних напряжений в зонах двойникования.
Изучена последовательность структурно-фазовых превращений и механизмы фрагментации в монокристаллах ТО^Бе, Мо) при разных способах ИПД - холодной и «теплой» прокатке, всестороннем прессовании и кручении в камере Бриджмена. Исследована кристаллография ПЛД, формирующихся из двойников мартенсита В19' при обратном мартенситном превращении. Определен предельный минимальный размер кристаллитов в формирующемся аморфно-кристаллическом состоянии. Предложен механизм образования {111}<Ьк1> текстуры в нанокристал-лическнх сплавах ТОМ.
Научное и практическое значение результатов работы. Экспериментальные данные о пластичности и прочности монокристаллов никелида титана вдоль различных кристаллографических направлений, полученные в работе, позволяют целенаправлено воздействовать на структуру пол и кристаллических ансамблей и формировать в них текстуры с «мягкими» направлениями, при которых наблюдается как высокая пластичность в области высокотемпературной В2 фазы, так и высокие значения ЭПФ и СЭ. Это существенно расширяет возможности практического применения сплавов с ЭПФ.
Совокупность полученных экспериментальных и теоретических результатов о действующих механизмах пластической деформации В2 фазы в сплавах на основе никелида титана - дислокационное скольжение, механическое двойникование, мар-тенситное превращение, инициируемое деформацией, развивают и углубляют физическое представление о закономерностях и механизмах деформации и разрушения интерметаллидов с В2 структурой.
Экспериментальные данные по механизмам фрагментации и особенностям формирования нанокристаллических и квази-аморфных состояний в сплавах
9
ТО^СРе, Мо) при интенсивных пластических деформациях (кручением под высоким давлением, глубокой прокаткой и всесторонним прессованием), полученные в работе, могут иметь значение для разработки новых технологий получения объемных нанокристаллических сплавов ТОП с улучшенными конструкционными и функциональными свойствами.
На защиту выносятся следующие положения:
1. Ориентационная и температурная зависимость прочностных и пластических свойств, характера разрушения и механизмов деформации монокристаллов гПМ(Ре, Мо), установленные при растяжении в температурном интервале 77-773 К. Взаимосвязь между ориентационной зависимостью прочностных свойств В2 фазы и ориентационной зависимостью температуры Ма. Особенности хрупко-вязкого перехода, наблюдающегося при растяжении в закаленных кристаллах ТОЛ(Ре, Мо) всех ориентаций и обусловленного сменой механизма деформации от дислокационного скольжения к мартенситному В2->В19' превращению под напряжением.
2. Закономерности дислокационного скольжения и локализации пластической деформации в кристаллах Т1Ы1(Рс, Мо) и Т150Ы147рез с ориентациями [Т 11], [ 1 12] и [011] при растяжении и сжатии: анализ кривых деформации, определение кристаллографических систем скольжения, векторов Бюргсрса действующих дислокаций, характеристик микрополос сдвига.
3. Закономерности развития деформационного двойникования в упорядоченной В2 фазе кристаллов Т1Ы1(Ре, Мо) и Т1К1(Ре): его связь с мартенситным превращением, протекающим под напряжением, особенности ориентационной зависимости, асимметрия напряжений двойникования при растяжении и сжатии в кристаллах с ориентацией оси деформации вблизи полюса [001].
4. Механизмы деформации и переориентации кристаллической решетки в полосах локализации и двойниках деформации В2 фазы никелида титана путем развития обратимых мартенситных превращений в полях высоких локальных напряжений. Результаты теоретического анализа дисторсий кристаллической решетки в процессе В2-»В 19(В19 )->В2 превращений. Критической модой дисторсии, определяющей напряжения механического двойникования, является однородная деформация типа Бейна. Объяснение асимметрии предела текучести В2 фазы в [001]-монокристаплах ТОН сплавов при растяжении и сжатии в рамках предложенного механизма.
10
5. Особенности и последовательность структурно-фазовых превращений в процессе формирования нанокристалличсских и квази-аморфных состояний в монокристаллах никелида титана при интенсивной пластической деформации: В2 фаза-> мартенсит В19'+сдвойникованная В2 фаза->смссь фаз В19' и В2 в нанокристаллическом состоянии -> В2 фаза в нанокристаллическом состоянии —> аморфно-кристаллическое состояние. Механизмы образования {111} <hkl> текстуры в микро- и нанокристалли-ческих сплавах никелида титана.
Личный вклад. Диссертационная работа Суриковой Н.С. является результатом обобщения многолетних исследований, часть из которых выполнена лично автором, а часть - в соавторстве с сотрудниками Сибирского физико-технического института и Томского архитектурно-строительного университет. Личный вклад автора состоит в постановке общих и конкретных задач исследований, выборе методов их решения, получении экспериментальных результатов работы, анализе и обобщении результатов, формулировке защищаемых положений и выводов. В работах, опубликованных с соавторами, фамилии которых указаны в списке публикаций, Суриковой Н.С. принадлежат результаты, сформулированные в положениях и выводах диссертации.
Апробация работы. Основные результаты диссертации доложены и обсуждены на следующих региональных, всероссийских и международных конференциях, семинарах, школах:
Всесоюзной конференции по мартенситным превращениям в твердом теле «Мартенсит 91”, Киев, 1992 г.; I Международном семинаре “Эволюция дефектных структур в металлах и сплавах”, Барнаул, 8-12 сентября 1992 г.; XIV международной конференции “Физика прочности и пластичности материалов”, Самара, 27 - 30 июня 1995 г.; International conference on displacive phase transformations and their applications in materials engineering, Urbana, Illinois USA, 8 and 9 may 1996 г.; International conference «Mesofracture '96», Tomsk, Russia, august 27-29, 1996 г.; George R. Irvin Symp. “ Cleavage fracture”, Proceed, of symp. held at the 1997 TMS Fall Meeting Indianapolis, Indiana, Sep. 15-17, 1997; IV Международной школе-семинаре “Эволюция дефектных структур в конденсированных средах”, Барнаул, 2-7 сентября 1998 г.; II Международном, семинаре “ Современные проблемы прочности”, Старая Русса, 5-9 октября 1998 г.; Russian-chinese international symposium “ Advanced materials processes”, July 27-august 1, Baikalsk, Russia, 1999; V Международной
11
школе-семинаре “Эволюция дефектных структур в конденсированных средах”, Барнаул, Россия, 24-28 июня 2000 г.; VI Международной конференции “ Компьютерное конструирование новых материалов и технологий” , CADAMT, Томск, Россия, 29-31 марта 2001г.; XXXVII Международном семинаре «Актуальные проблемы прочности», Киев, 3-5 июля 2001 г.; 2nd International conference On nanomaterials by severe plastic deformation. Fundaments Proceessing-Applic., Vienna, Dec. 9-13, 2002; International workshop “Mesomechanics: fundamentals and application” and VII International conference “Cadamt 2003”, Tomsk, Russia, August 18-23, 2003; XVII Петербургских чтениях по проблемам прочности посвященным 90-летию со дня рождения А.Н. Орлова, Санкт-Петербург, 10-12 апреля-2007 г.; Открытой школе-конференции стран СНГ «Ультрамелкозернистые и наноструктурные материалы», Уфа, Россия, 4-9 августа 2008 г.; Международной школе-семинаре «Многоуровневые подходы в физической мезомеханике», Томск, Россия, 9-12 сентября 2008 г.; третьей Всероссийской конференции по наноматериалам «Нано-2009», Екатеринбург, 20-24 апреля 2009 г.; Международной конференции по физической мезомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов, Томск, 7-11 сентября 2009 г.; XII Международном междисциплинарном симпозиуме «Упорядочение в минералах и сплавах», Ростов-на-Дону, 10-16 сентября , 2009 г.; Международной научной конференции «Прочность и разрушение материалов и конструкций», Оренбург, Россия, 20-22 октября 2010 г.; 13-м Международном симпозиуме «Упорядочение в минералах и сплавах», г. Ростов-на Дону, Россия, 9-15 сентября 2010 г.; Открытой школе-конференции стран СНГ «Ультрамелкозерпистые и наноструктурные материалы», Уфа, Республика Башкортостан, Россия, 11-15 октября 2010 г., Международной конференции по физической мезомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов, г. Томск, Россия, 5-9 сентября 2011 г.
Публикации. По материалам диссертации опубликовано 45 печатных работ в научных журналах, сборниках и трудах конференций, их них 18 статей в отечественных рецензируемых журналах из списка ВАК, 2 статьи в зарубежных журналах.
Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, пяти разделов, выводов и списка цитируемой литературы из 432 наименований. Общий объем составляет 343 страницы текста, 165 рисунков и 24 таблицы.
Содержание работы. Во введении обоснована актуальность темы, выбранной для исследований, сформулирована цель и задачи исследования, дается крат-
12
кое содержание работы, приводятся основные результаты, составляющие научную новизну, и положения, выносимые на защиту.
В разделе 1 «Закономерности температурной и ориентационной зависимости прочностных и пластических свойств монокристаллов никелида титана при растяжении» приведены данные по экспериментальным кривым температурной зависимости электросопротивления и обсуждена последовательность мартенситных превращений в закаленных монокристаллах сплавов TiNi(Fe, Мо). Представлены результаты по температурной зависимости предела текучести для кристаллов различных ориентаций двух сплавов TiNi(Fe, Мо), доказывающие существование ориентационной зависимости Go.i и показывающие ее трсхстадийность, обусловленную разными механизмами деформации. Показана зависимость температуры Md и интервала «stress-induced» мар-тенситного превращения от прочностных характеристик В2 фазы. Обнаружена асимметрия предела текучести аустенитной фазы в кристаллах с ориентацией [001] при растяжен ии/сжатии. Изучены особенности хруп ко-вязкого перехода и влияние различных факторов на пластичность закаленных монокристаллов.
В разделе 2 «Локализация пластической деформации и механическое двой-никование В2 фазы в монокристаллах никелида титана» приводятся данные по кристаллографии скольжения, двойникования и механизмам пластической деформации монокристаллов TiNi(Fe, Мо) и TiNi(Fe) различных ориентаций. Проводится аттестация кривизны кристаллической решетки, уровня локальных внутренних напряжений и структурно-фазовых состояний в ПЛД и двойниках деформации. Делается сравнение особенностей деформационного поведения монокристаллов TiNi с деформационными зависимостями и механизмами деформации интерметаллидов с В2 структурой, не испытывающих мартенситных превращений.
В разделе 3 «Механизмы деформации и переориентации кристаллической решетки в полосах локализации и двойниках деформации В2 фазы никелида титана» рассмотрены существующие теории и модели мартенситных превращений в сплавах с ЭПФ. На основе модели МП Кассан-Оглы Ф.В., Найша В.Е. и Сагарадзе И.И. и атомно-кинетической модели, предложенной автором с коллегами, был сделан расчет дисторсий кристаллической решетки в новом механизме В2-двойникования путем прямого плюс обратного мартенситного превращения, происходящего в полях высоких локальных напряжений, и определены габитусныс плоскости двойников. Далее, в рамках нового механизма, были объяснены особен-
13
ности асимметрии предела текучести В2 фазы в монокристаллах TiNi с ориентацией оси деформации [001].
В разделе 4 «Особенности формирования нанокристаллических и квази-аморфных состояний в монокристаллах никелида титана при интенсивной пластической деформации» приведены экспериментальные результаты по исследованию эволюции дефектной структуры и фазовых превращений в монокристаллах TiNi(Fe, Mo) при разных способах ИПД - кручении под высоким давлением в камере Бриджмена, холодной и «теплой» прокатке, всестороннем прессовании. Изучены механизмы фрагментации и аморфизации, определен предельный минимальный размер кристаллитов.
В разделе 5 «Материалы и методы исследования» дана характеристика материалов, выбранных для исследования, способов их получения и термической обработки, указаны ориентации монокристаллов и описаны метода структурных исследований.
Основное содержание работы представлено в следующих публикациях:
1. Сурикова Н.С., Чумляков Ю.И., Коротаев А.Д. Ориентационная и температурная зависимость механических свойств монокристаллов никелида титана. //Труды всесоюзной конференции по мартенситным превращениям в твердом теле “ Мартенсит 91”, Киев, 1992. - С. 334-337.
2. Чумляков Ю.И., Коротаев А.Д., Ли А.М., Линейцев В.Н., Сурикова Н.С., Хамитов Х.Х. Неустойчивости пластического течения в высокопрочных гетсро-фазных сплавах и В2 интерметалл идах. //Сборник докладов I Международного семинара “Эволюция дефектных структур в металлах и сплавах”, Барнаул, 8-12 сентября 1992.-С. 32-34.
3. Чумляков Ю.И., Сурикова Н.С., Коротаев А. Д. Ориентационная зависимость прочностных и пластических свойств монокристаллов никелида титана. //Физика металлов и металловедение. - 1996.-Т. 81.-Вып. 6.-С. 148-158.
4. Chumlyakov Yu.I., Kireeva I.V., Lineytsev V.N., Chepel E.V., Zuyev Yu.!., Lyi-syuk A.I., Surikova N.S. Shape memory effects and supcrelasticity in the TiNi single crystals. // International conference on displacivc phase transformations and their applications in materials engineering, Urbana, Illinois USA, 8 and 9 may 1996. - P. 20-23.
5. Chumlyakov Yu.I., Kireeva I.V., Litvinova E.I., Kirillov V.l., Surikova N.S. Britttle fracture in high-strengthening single crystals of austenitic stainless steels. //George R. Irvin Symp. “ Cleavage fracture”, Proceed, of symp. held at the 1997 TMS Fall Meeting Indianapolis, Indiana, Sep. 15-17, 1997. - P. 247-261.
6. Сурикова H.C., Чумляков Ю.И. Механизмы пластической деформации монокристаллов никелида титана.// Научные труды II Международного семинара “ Современные проблемы прочности”, Старая Русса, 5-9 октября 1998 г. - Т. 1. - С. 183-187.
7. Сурикова Н.С., Чумляков Ю.И. Особенности деформации и разрушения монокристаллов никелида титана в закаленном состоянии. // Физическая мезомехани-ка. - 2000. - Т. 3. - № 1.-С. 105-114.
14
8. Сурикова Н.С., Чумляков Ю.И. Механизмы пластической деформации монокристаллов иикелида титана. // Физика металлов и металловедение. - 2000. - Т. 89. - № 2. - С. 98-107.
9. Чумляков Ю.И., Киреева И.В., Панченко Е.Ю., Аксенов В.В., Шапоров Д.Л.. Сурикова Н.С., Сехитоглу X., Майер X. Эффект памяти формы и сверхэластичности в монокристаллах Ti-Ni. // Труды VI Международной конференции “Компьютерное конструирование новых материалов и технологий”, CADAMT, Томск, Россия, 29-31 марта 2001 г. - С. 45-46.
Ю.Тюменцев А.Н., Литовченко И.Ю., Пинжин Ю.П., Коротаев А.Д., Сурикова
H.С., Лысенко О.В. Новая мода мезоуровня деформации и переориентации кристаллической решетки механизмами локальных фазовых превращений в полях напряжений. // Вопросы материаловедения. - 2002. - № 1 (29). - С. 314-334.
11.Tymentsev A. N., Korotaev A.D., Pinzhin Yu. P.,Ditenberg I.A., Litovchenko
I.Yu., Surikova N.S., Valiev R.Z. Structural models and mechanisms for the formation of high-energy nanostructures under severe plastic deformation. //2nd Inter, confer. On nanomaterials by severe plastic deformation. ‘Fundaments Proceessing-Applic., Vienna, 9-13 Dec. 2002.-P. 12-13.
12.Тюменцев A.H., Сурикова H.C., Литовченко И.Ю., Нинжин Ю.П., Коротаев А.Д., Лысенко О.В. Новый механизм пластического течения в полосах локализации и двойниках деформации В2-фазы никелида титана путем неравновесных мартен-ситных превращений в полях напряжений. // Физика металлов и мегалловедение. -2003.-Т. 95.-№ 1.-С. 1-11
13.Тюменцев А.Н., Литовченко И.Ю., Пинжин Ю.П., Коротаев А.Д., Сурикова
Н.С., Гирсова С.Л., Пестеренков В.А. Новый механизм локализации деформации в аустенитных сталях. I. Модель неравновесных фазовых (мартенситных) превращений в полях высоких локальных напряжений. // Физика металлов и металловедение. - 2003. - Т. 95. -№ 2.-С. 1-10
М.Тюменцев А.Н., Литовченко И.Ю., Пинжин Ю.П., Коротаев А.Д., Сурикова
Н.С., Лысенко О.В., Гирсова С.Л. Новая мода мезоуровня деформации механизмами динамических фазовых превращений в нолях напряжений. //Физическая мезо-механика.-2003. - Т. 6.-№2.-С. 15-36.
15.Сурикова Н.С., Тюменцев А.Н., Литовченко И.10., Лысенко О.В. О механическом двойниковании в В2 фазе никелида титана. Вестник ТГАСУ, Томск. - 2003. -№ I (7).-С. 13-20.
16.Tymcntsev A.N., Surikova N.S., Litovchenko I.Yu., Pinzhin Yu.P., Korotaev A.D., Lysenko O.V. Mechanism of deformation and crystal lattice reorientation in strain localization bands and deformation twins of the B2 phase of titanium nikelidc. //Acta materi-alia. - 2004. - V. 52. -№ 7. - P. 2067-2074.
17. Сурикова H.C., Тюменцев A.I I., , Лысенко O.B., Литовченко И.Ю., Коротаев АД. Особенности механического двойникования в В2 фазе монокристаллов никелида титана. // Физическая мезомеханика. - 2004. - Т. 7. - Спец. выпуск. - Ч. 1. - С. 245-248.
18.Лысенко О.В., Сурикова Н.С., Тюменцев А.Н. Исследование механизмов двойникования в В2 фазе никелида титана. //Сборник статей V Региональной школы-семинара “Современные проблемы физики, технологии и инновационного развития”, 4-6 февраля 2004 г, Томск. - С. 48-50.
19.ТюменцевА.Н., Коротаев А.Д., Пинжин Ю.П., Литовченко И.Ю., Сурикова
Н.С. Механизмы локализации деформации и механического двойникования в усло-
15
виях фазовой нестабильности кристалла в полях напряжений. // Изв. Вузов. Физика. - 2004. - Т. 47. - № 8. - С. 28-48
20.Сурикова Н.С., Тюменцев А.Н., Лысенко О.В., Литовченко ИЛО. Дисторсии кристаллической решетки в процессе механического двойникования В2 фазы ни-келида титана механизмом локальных обратимых мартенситных превращений. // Физика металлов и металловедение. - 2006. - Т. 101. — Вып. 3. - С. 7 - 15.
21. Сурикова Н.С., Лысенко О.В., Тюменцев А.Н. Анализ дисторсии в двойниках В2 фазы никелида титана. // Изв. вузов. Физика. - 2006. - № 3. - Приложение. - С. 46 - 47.
22.Сурикова Н.С., Тюменцев A. H., Лысенко О.В. Асимметрия предела текучести в [001] монокристаллах никелида титана. // Физика металлов и металловедение. -2007.-Т. 104. -№ 5. - С. 525-533.
23.Тюменцев А. П., Сурикова Н.С., Лысенко О. В., Литовченко И. Ю. Закономерности и механизмы механического двойникования в сплавах на основе никелида титана. //Физическая мезомеханика. - 2007. - Т. 10. - № 3. - С. 53-66.
24.Сурикова Н.С., Тюменцев А.Н. Лысенко О.В. Асимметрия предела текучести в [001] монокристаллах никелида титана. // Доклады академии наук. - 2007. - Т. 417. -№ 2. - С. 1-5.
25.Золотухин Ю.С., Сурикова Н.С., Клоиотов A.A. Фазовые превращения в В2 соединениях на основе никелида титана. Мартенситное превращение В2—>В19. Симметрия предпереходного состояния. // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - 2007. - Т. 4. - № 3. - С. 85-93
26.Золотухин Ю.С., Сурикова Н.С., Клоиотов A.A. Фазовые переходы в В2 соединениях на основе никелида титана. Мартенситное превращение В2—>В19. Термодинамический потенциал. // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - 2007. - Т. 3. - № 4. - С. 73-78.
27.Тюменцев А.Н., Сурикова Н.С., Лысенко О.В. Механическое двойникование и асимметрия механического поведения в монокристаллах сплавов на основе никелида титана. //Сб. материалов XVII Петербургских чтений по проблемам прочности посвященным 90-летию со дня рождения А.Н. Орлова, Санкт-Петербург, 10-12 апреля 2007 г.-Ч. II.-С. 74
28.Сурикова Н.С., Тюменцев А.Н., Евтушенко О.В. Мартенситное превращение под напряжением в [001] кристаллах никелида титана и его связь с механическим двойникованием В2-фазы. // Изв. Вузов. Физика. - 2009. - Т. 52. - № 6. - С. 58-68.
29. Сурикова Н.С., Тюменцев A.H., Корзникова Г.Ф. Особенности структурных превращений в процессе формирования нанокристаллических и аморфных состояний в В2 фазе никелида титана при пластической деформации кручением под давлением. // Перспективные материалы. Специальный выпуск (7). Ультрамелкозер-нистые и наноструктурные материалы, 2009. - С. 305-310.
30. Сурикова Н.С., Евтушенко О.В., Павлюк В.А. Локализация деформации и особенности температурной зависимости предела текучести в монокристаллах на основе никелида титана. // Физическая мезомеханика. - 2009. - Т. 12. - № 5. - С. 103-110.
31.Золотухин Ю.С., Сурикова Н.С., Клопотов A.A. Атомные смещения и группы симметрии при фазовых переходах B2-»R. // Перспективные материалы и технологии. Труды региональной научно-технической конференции ТГАСУ, Томск. -2009.-С. 130-142.
16
32.Золотухин Ю.С., Сурикова Н.С., Клоиотов A.A. Возможные структурные переходы типа смещения с волновым вектором й[001] в В2 струюуре. // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - 2009. - № 1. - С. 49-59.
33.Сурикова Н.С., Клоиотов A.A., Скоренцев АЛ., Корзникова Е.А. Механизмы формирования {111}<HKL> текстуры микро- и нанокристаллического состояния в сплавах иикелида титана при интенсивной пластической деформации. // Сб. тезисов докладов третьей Всероссийской конференции по наноматериалам «Нано-2009», Екатеринбург, 20-24 апреля 2009 г. - С. 382.
34.Золотухин Ю.С., Сурикова Н.С., Клопотов A.A., Козлов Э.В. Симметрия смещений атомов при структурном переходе B2-»R. //Труды XII Международного междисциплинарного симпозиума «Упорядочение в минералах и сплавах», Ростов-на-Дону, 10-16 сентября , 2009. - Т. 1. - С. 234-237.
35.Сурикова Н.С., Клопотов A.A., Корзникова Е.А. Механизмы пластической деформации и формирования микро- и нанокристаллического состояния в сплавах на основе никелида титана // Физика металлов и металловедение. - 2010. - Т. 110. -№. 3.- С. 285-294.
36.Сурикова Н.С., Золотухин Ю.С., Клопотов A.A. Струкгурные превращения в сплавах на основе никелида титана при интенсивных пластических деформациях // Материалы VI Международной научной конференции «Прочность и разрушение материалов и конструкций», 20-22 октября 2010 г., Оренбург, Россия. - С. 517-524.
37.Золотухин Ю.С., Сурикова Н.С., Клопотов A.A., Козлов Э.В. Термодинамический потенциал фазового перехода В2-»ПСС2(В19). // Материалы 13-го международного симпозиума «Упорядочение в минералах и сплавах», 9-15 сентября 2010 г, г. Ростов-на-Дону, Россия. - С. 150-154.
38.Сурикова Н.С., Золотухин Ю.С., Клопотов A.A., Табаченко А.Н. Механизмы фрагментации в монокристаллах никелида титана при всесторонней ковке //Тезисы докладов Открытой школы-конференции сгран СНГ» Ультрамелкозернистые и наноструктурные материалы», 11-15 октября 2010 г., Уфа, Республика Башкортостан, Россия.-С. 151.
Автор выражает благодарность своим учителям доктору физ.-мат. наук, академику РАН Панину В.Е., докторам физ.-мат. наук, профессорам Чумлякову Ю.И., Ко-ротаеву А.Д., Тюменцеву А.Н. и Козлову Э.В. за помощь в выполнении работы и при обсуждении научных результатов. Выражает признательность доктору технических наук, профессору Гюнтеру В.Э. за материалы, предоставленные для исследования. Автор благодарит кандидата физ.-мат. наук Литовчснко И.Ю. за совместную работу по проведению теоретических расчетов в механизме двойникования В2 фазы иикелида титана, а также администрацию и коллектив ФГБОУ ВПО «Томский государственный архитектурно-строительный университет», коллектив отдела физики металлов ОСП «Сибирский физико-технический институт имени академика В.Д. Кузнецова Томского государственного университета» за поддержку и доброжелательное отношение.
17
1. Закономерности температурной и ориентационной зависимости прочностных и пластических свойств монокристаллов сплавов никслида
титана при растяжении
1.1. Последовательность мартенситных превращений в закаленных
монокрисгаллах TiNi(Fc, Mo).
Никелид титана, являясь высокоупорядоченным В2 соединением, обладает в поликристалличсском состоянии достаточно высокими механическими свойствами: пределом прочности - 1300 МПа, пределом текучести - 600 МПа, относительным удлинением до 70-80 %, величиной общей обратимой деформации - 15%. При охлаждении и нагрузке он испытывает термоупругие мартенситные превращения и проявляет, связанные с ними, эффекты памяти формы и сверхэластичности [1-21]. Последовательность и число фазовых переходов в сплавах TiNi зависит от состава сплава и предварительной термомеханической обработки (рис. 1.1).
Так в предварительно деформированных, состаренных при Т=673-773 К или легированных железом (до 3%), кобальтом (до ~ 7%), молибденом вместо никеля сплавах никелида титана при охлаждении реализуется следующая последователь-
высокотемпературная В2 фаза испытывает превращение в промежуточную ромбоэдрическую К фазу с параметрами: д=0.602 нм и а=90° [1, 5, 7, 11, 22, 23]. Мартенсит-ное В2 -» Я превращение осуществляется с узким гистерезисом (3-5 К) и областью
в
Рис. 1.1. Последовательность фазовых переходов в сплавах на основе TiNi
ность превращений: В2 -» R-> R+ В19-» В19. При определенной температуре TR
18
двухфазности, т.с. является переходом I рода, близким к переходу II рода [5]. С ним связано аномальное увеличение электросопротивления при охлаждении сплавов (рис. 1.2). При температуре Мн, ниже которой электросопротивление уменьшается, начинается превращение из Я фазы в низкосимметричный мартенсит В19' с моноклинно-искаженной оргоромбической структурой и параметрами решетки: сг= 0.289 нм, />=0.412 нм, с*=0.462 нм, >9=96,8° [24, 25]. Превращение Я(В2)-> В19', является переходом первого рода, характеризуется широким температурным гистерезисом (30-50 К) и областью двухфазности и заканчивается при температуре Мк. Температуры А„ и Ак являются температурами начала и конца обратного В19'—> В2 превращения в процессе нагрева образца.
Рис. 1.2. Температурная зависимость электрического сопротивления в сплаве и
фрагменты дифрактограмм [5]
При легировании сплавов Т1№ медью фазовое превращение в моноклинный В19' мартенсит происходит через промежуточную орторомбическую фазу В19 с параметрами решетки: <7=0.2881 нм, />=0.4279 нм, с=0.4514 нм [5, 7, 11]. Закалка бинарных сплавов ТьМ и сплавов ТМ^Н-Та от высоких температур приводит к увеличению концентрации никеля в матрице и изменяет последовательность переходов на следующую: В2-> В2 + В19'—> В19' [20,21, 25, 26].
В данной работе для исследования деформационных зависимостей были выбраны монокристаллы, выплавленные из технических сплавов на основе никелида титана, которые широко используются в медицине и обладают высокой прочностью, хорошей пластичностью, коррозионной стойкостью и многократно обратимой памя-
19
гью формы (см. подробнее раздел 5). Точки мартенситных превращений монокристаллов были определены по кривым температурной зависимости электросопротивления (рис. 1.3), в соответствии с работами [29-32]. Для кристаллов, выращенных с использованием сплава марки ТН-20 [3, 12, 27, 28], (далее - монокристаллы Мо) из сплава I) они составили: М„=237 К, Мк=216 К, А„=238 К, Ак= 273 К; из сплава ТН-10 (далее - монокристаллы Т1М(Рс, Мо) из сплава II) - Мн= 208 К, Мк=168 К, А„=206 К, Ак=238 К; для монокристаллов из сплава ТН-1Э (далее - монокристаллы та^^е, Мо) из сплава III) - М„= 266 К, Мк=249 К, Ан=271 К, Ак=299 К.
Установленные температуры МП в монокристаллах ТОЩРе, Мо) (рис. 1.3) были близки, согласно концентрационным зависимостям точек мартенситных превращений в сплавах Т1>Й, полученным в [1, 3, 5], к температурам бинарных сплавов,
Рис. 1.3. Зависимость удельного электросопротивления от температуры в монокристаллах ТіМі(Ре, Мо). Сплав I - Мн=237 К, Мк~216 К, Ан=238 К, Ак=273 К; сплав II — М„= 208 К, Мк=168 К, А„=206 К, Ак=238 К; сплав III - М„= 266 К, Мк-249 К, А„=271 К, Лк=299 К. Т„ -температура начала формирования несоразмерной фазы
20
обогащенных никелем: 14-50,8 ат. % N1 (сплав I), Т\- 51,26 ат.% М (сплав II), и Т\-50,55 ат. % N1 (сплав III). При комнатной температуре все кристаллы ТИМ^Ре, Мо) имели структуру В2 фазы с кристаллической решеткой типа СбС1 и содержали небольшое (< 5 %) количество крупных частиц на основе карбидов и окисла титана (рис. 1.4). В работах [1, 5, 7, 11, 33-50) показано, что сплавы П-М, обогащенные никелем испытывают низкотемпературный распад, который может также происходить в закаленных кристаллах Т1М1(Ре, Мо) во время экспериментов по деформированию образцов при температурах 673 К и выше.
Рис. 1.4. Формирование нескольких вариантов мартенситных ламелей вблизи крупных включений: а - светлое поле; б - земно-мольное изображение в рефлексе мартенсита (X); в - микродифракция, в отражающем положении находятся три ЗОНЫ - [113]в2» [102)8,9* и [1 2 1]в17
На начальных стадиях распада в материале происходит выделение дисперсных линзовидных частиц промежуточной ромбоэдрической фазы Т13ТчП4 (Тц^ц^с параметром решетки а=0,66 нм и (х=113,7°, а при больших временах и температурах старения -частиц фазы ТЪМз с тетрагональной структурой (а=0,4403 нм, с= 1,3525 нм) и равновесной гексагональной фазы (а=0,5093 нм, с=0,8267 нм, с/а=1,625).
Исследования, проведенные методами определения температурной зависимости электросопротивления, рентгеноструктурного анализа и малоуглового рассеяния нейтронов на хорошо закаленных сплавах *П - 50,5 ат. % N1, 14-51 ат. % N1, 14 -51.25 ат. % N1 [1, 7, 26, 35, 51, 52], близких по составу к сплавам, исследуемым в настоящей работе, показали, что при охлаждении в них наблюдается следующая по-
21
следовательность мартенситных превращений: В2->В2+В19'. В соответствии с [1, 26, 35, 51, 52] увеличение электросопротивления на рис. 1.3 при охлаждении монокристаллов 'ПМ^Бе, Мо) связано с предмартенситными превращениями, протекающими в этих сплавах. Причем температурный интервал предмаргенситных превращении Ми^-Тн и степень возрастания электросопротивления при охлаждении, как и в [1], увеличиваются пропорционально концентрация никеля в сплаве.
Предмартенситные состояния в разных сплавах никелида титана имеют общую природу и характеризуются понижением механической устойчивости В2 решетки при приближении к точкам фазовых превращений [1, 5, 7, 25, 26, 51-75]. При этом происходит одновременное аномальное снижение ее упругих модулей С44 и С'=(Сц-С 12)^., которое является особенностью всех сплавов на основе ТПМ1 (как закаленных, так и состаренных) [2, 5, 7, 20, 25, 62, 76-79]. Модуль С44 в кубической решетке характеризует сопротивление сдвигу <100>{001}, а модуль С' определяет сдвиговую моду <110>{011}, которая является критической при мартенситных переходах в никелиде титана. Сравнительное изучение температурного поведения упругих модулей в бинарных и тройных сплавах проведено в работе [20], где получены зависимости, приведенные на рис. 1.5, и, на базе большого экспериментального материала, установлены важные закономерности, касающиеся природы мартенситных превращений. Во-первых, сравнение поведения модулей С44 и С'в сплавах Ть 50,8 ат.%М1 и Т1-51 ат.%№ показало, что оно мало отличается в закаленном и состаренном состояниях, т.с не зависит от типа последующего превращения (В2->Я или В2-»В19'). Вторая закономерность касается температурного поведения коэффициента анизотропии А-С44/С\ Видно (рис. 1.5), что перед мартенситным В2-»В19' превращением коэффициент А уменьшается с понижением температуры и В2 решетка приближается к упругоизотропной, при В2->Я превращении он почти постоянен (не зависит от температуры), а при В2->В19 превращении увеличивается.
Из этого следует, что высокотемпературная В2 фаза как в закаленном, так и в состаренном состоянии при охлаждении испытывает ряд внутрифазовых превращений, характеризующихся более низкими модулями и подготавливающих мартенсит-ные переходы В2-»Я и В2—>В19': 1 - превращение в состояние с ближним порядком смещений атомов (БПС) и 2 - в состояние несоразмерных промежуточных структур
22
B2-B19'
B2-R(-B19')
B2-B19(-B19')
24
22
кГ 20 Q.
О 18 о 16 14 45
*
О.
О 35
;зо
и
25 2.8
£26 о 2.4
О 2.2 (О
С 2.0 < 1.8 1.6
250
сГ 200
Q.
о 150 '"С 100
сГ 50
о
250
оГ 200 Q.
О 150 % юо
сГ 50
о
250
Я 200
о 150 ^ 100
m 50
О TV50NI (quench*!) * TVS0 2SNI (quenched) * Tt-SO SNi (quenched) e • * * Tt-SiNi (quenched) # • % * X' . с • Tt-SO 8Ni (eQed) # • T*-51N« (eqedi ,♦* • T. 48Ni-2Fe «•*.«» • * * * • /S' c‘ • TI-40NI-10CU • Tl-30Nk-20Cu • * . • * «**.-■ S
^,г,в * W > с 44 ^58П||!П C44 ^SK!!!! C44
ф Ш P e^_ ■
..... A A:. A
200 300 400 500 600 T (K) 200 300 400 500 600 T (K) 200 300 400 500 600 T(K)
24 22 20 18 16 14
45
40
35
30
25
2.8
2.6
2.4
2.2
2.0
1.8
1.6
в TVSONi (qoenchM) в ТнЗО 28Ni (quenched) * Ti-50 W4I (quenched)
» TASINI (^ueiKhed)
-v-r
3=»=
ia
В
am »***•*•»*
m - - - МллЛЛЛЛ**
* Tt-50 8Ni dgM)
* TVS1NI (eged)
* T»-4ei^2Fe С
.......................... I
11
‘ a 1 > 4 i • • i
••»во««««
12
••••*«••
«ааааааа
•»•••«».
В
Tt-4ONI-10Cu
Tl-30MI-2DCu
12
•'v‘
В
250
200
150
100
50
0
250
200
150
100
50
0
250
200
150
100
50
0
200 300 400 500 600 200 300 400 500 600 200 300 400 500 600
Т (К) т (К) т (К)
1а; (Ь) (с)
Рис. 1.5. Температурная зависимость упругих констант В2 фазы монокристаллов сплавов на основе перед В2->В19' мартенситным превращением (а), В2->К(-»В 19') превращением (/>) и В2->В19(->В19') превращением (с). С' Си, Си и Си- модули упругости; А - коэффициент анизотропии; В = (С//+2С/^УЗ - объемный модуль упругости
23
сдвига (ПСС). Анализ дифракционных данных в работах [1, 26, 51-53, 56-58, 60, 66, 68-70, 80] показал, что состоянию с БПС соответствует диффузное рассеяние, имеющее вид плоскостей и тяжей в обратном пространстве, а ПСС состоянию - рассеяние, имеющее вид диффузных максимумов вблизи рациональных точек между брэгговскими рефлексами. Наиболее хорошо изучены закономерности ПСС-1, предшествующей маргенситному превращению В2-»Я, формирование которой сопровождается появлением на дифракционных картинах (электронная микроскопия, рентгенография, нейтронография) сатслитных экстра рефлексов типа 1/3<110>, 1/3<111> и 1/3<112>. Образование в материале нанодоменов с такой структурой связывают со статическими атомными смещениями преимущественно сдвигового типа 1/3<110>ч<1 Т0>и (ч - волновой вектор, и - вектор поляризации). ПСС-2, которая предшествует мартенситным В2-»В19' и В2-»В19 превращениям, характеризуется появлением диффузных сателитных экстра рефлексов вблизи положений 1/2<110> обратной решетки В2 фазы (атомные смещения типа 1/2<110>ч<1 Т0>и).
В работе [72] показано, что поперечно-поляризованные волны атомных смещений типа 1/2<110>ч<1 Т 0>и могут быть корреляцией продольно-поляризованных волн атомных смещений с с|=0,225<112>. Возможно также существование поперечно-поляризованных (по <111> и <110>) волн с таким же волновым вектором. Сложное строение фононного спектра сплавов на основе никелида титана обусловливает появление многовариантной, полидоменной структуры ПСС-2. Температура начала формирования несоразмерных фаз Т„ [26] совпадает со слабым изломом на температурной зависимости электросопротивления р(Т). В монокристаллах Т1№(Ре, Мо) Т„ приблизительно равна (рис. 1.3): в сплаве I - 280 К, в сплаве II -270 К, а в сплаве III -300 К.
Это согласуется с экспериментальными данными, полученными с помощью электронной микроскопии. Практически на всех элсктронограммах от исследуемых монокристаллов 'ПРйХРс, Мо), снятых с большой выдержкой при комнатной температуре, наблюдается в основном состояние с БПС - диффузные тяжи по направлениям <110> и <112>, наиболее интенсивные вдоль не радиальных направлений (рис. 1.6 л-е). В соответствии с данными, полученными на других сплавах [7], диффузное рассеяние представляет собой плоские слои по {111} плоскостям, проходящие через структурные узлы обратной решетки (за исключением 000). Более слабое
24
ш
?
Рис. 1.6. (а-е) - Элсктронограммы, полученные от монокристаллов Т1Ы1(Ре, Мо) при комнатной температу ре, варианты диффузного рассеяния: а - в - ось зоны <001>; г - <113>; д -<111>; е - <1 !()>; (ж - з) -темнопольные электронно-микроскопические изображения монокристалла сплава 11 в матричном рефлексе типа <110>
25
рассеяние наблюдается в слоях, проходящих через сверхструктурные рефлексы. Интенсивность диффузного рассеяния нарастает при приближении к узлам обратной решетки. На светлопольных изображениях наблюдается контраст типа ряби или “твидовый” контраст, наиболее яркий вблизи контуров экстинкции (рис. 1.6 ж-з). Такое структурное состояние предшествует ПСС и связано с ближним порядком смещений атомов, когда в сплавах Т149,5Ы15о.5 [1, 53, 67], Т149Ы151 [1, 26, 51, 59, 61, 67, 80], Т15о№5о.хРсх (где х=1, 2, 3, 4, 5 ат. %) [52, 55-57, 59-61, 67-70, 80], а как видно из рис. 1.6 ж-з и в сплавах Т1№(Ре, Мо), образуется субмикродоменная структура. Внутренняя структура субмикродоменов с БПС определяется суперпозицией коротковолновых смещений атомов в основном типа {110}<110> и {112}<111>, локализованных в пределах объемов размером 5-20 нм (рис. 1.6 ж-з). Температурами начала формирования структур с БПС (Т0) можно считать температуры начала аномального поведения модуля сдвига для моно- и поликристаллов П№ при охлаждении. Для разных сплавов никелида титана температуры Т0 составляют 400-550 К [61, 62, 67]. Закалка сплавов никелида титана, обогащенных никелем и легированных Бс и Мо приводит к тому, что В2 решетка стабилизируется по отношению к превращению В2-»11 и оно может происходить в “мягко” закаленных сплавах ТОЛ при температуре Мк< ТК<М„, хотя доля 11-фазы мала. Следовательно, в закаленных сплавах никелида титана температурный интервал предмартснсинтых превращений значительно расширяется но сравнению с состаренными сплавами или сплавами, прошедшими предварительную термомеханическую обработку, и составляет - 180-300 К (от температуры Т0 до М„).
При температуре М„, ниже которой электрическое сопротивление монокристаллов ТОБ(Бе, Мо) уменьшается (рис. 1.3), начинается превращение из высокотемпературной В2 фазы в низкосимметричную мартенситную В19' фазу. Причем, ниже температуры Мк вплоть до температуры кипения жидкого азота еще сохраняется двухфазное состояние (В2+В19') [24, 33, 55, 66]. Поскольку на кривых деформации монокристаллов о(е) при температурах Т < М„ нет особенностей, связанных с двухстадийностыо превращения, можно считать, что В2—превращение подавляется хорошей закалкой монокристаллов ТОЩБе, Мо), и реализуется только один канал мартенситного превращения В2->В19'.
26
1.2. Температурний и ориентационная зависимость предела текучести в
монокристаллах Ті1Мі(Ке, Мо)
Эксперименты по растяжению образцов монокристаллов Ті№(Ре, Мо), проведенные в широкой температурной области 77-773 К, показали сильную ориентационную зависимость предела текучести <у0.і, критических скалывающих напряжений ткр, коэффициента деформационного упрочнения в и пластичности до разрушения 8 [81-84]. Для сравнения поведения ноли- и монокристаллов на рис. 1.7 приведены деформационные характеристики поликристаллов ТІМ при растяжении в зависимости от их состава и температуры. Как и в поликристаллах никелида титана (рис. 1.7 е), в исследуемых монокристаллах сплавов I и II независимо от их ориентации наблюдается трех стадийная зависимость сга;(Т) (рис. 1.8 а и 1.8 б). На первой стадии, в интервале температур 77 К - М„, кривые сгм(Т) характеризуют температурную зависимость критических напряжений для движения межфазных и междоменных границ. Это обусловлено тем, что в этом интервале температур нагрузка действует как на исходную В2 фазу, так и на термически образованный мартенсит В19'.
Вторая стадия - интервал температур М„ - Мй, связана с мартен ситным В2—>В19' превращением, индуцированным'напряжением. Напряжения мартенситно-го сдвига на этой стадии в монокристаллах ТіНі(Ге, Мо) так же, как и в поликри-стапллах, подчиняются уравнению Клайпероиа-Клаузиуса, записанному для осевых составляющих деформаций и напряжений [85]:
</ст АН
СІТ Г,-в*’
(О
где АН - скрытая теплота превращения на единицу объема, см - деформация мартен-ситного превращения, Т0=(Мн+А„)/2 - температура равновесия фаз, 6Т - изменение температуры перехода при изменении напряжения на величину с!а. Из уравнения (1) следует, что под действием приложенного напряжения ба температура равновесия фаз Т0 смещается в область высоких температур на величину 6Т. Другими словами, приложением нагрузки можно вызвать мартенситное превращение выше температуры начала спонтанного перехода Мн.
Деформация превращения см может быть рассчитана из деформации решетки [87]
27
Деформация. %
2250
Я
С
~:і
о
о *
|. 750
я
25 50 75 ЮО
Деформация,%
100
0-Х
0
х
<и
1 50
0
ао,і, МПа в воо ^=54—^ 600 : ^7^' і * 2 ™ і., і і і / / /
100 200 300 400 500 хл*' . х .
Рис. 1.7. Кривые растяжения закаленных сплавов Ті-50,9 aт.%Ni (я), Ті-50,5 aт.%Ni (б) [10], Ті—48 ат.%№-2 ат.%Ре (д) [86]. (в) - Температурная зависимость удлинения в сплавах Ті-50,5 ат.%ї4і (1) и Ті-50,9 ат.%]Мі (2) [10]. (г) - Зависимость удлинения при температурах Мч и 473 К от содержания никеля в бинарных сплавах ТіЬІі [10|. (е) - Температурная зависимость предела текучести в сплавах Ті—49 аг.%№ (1), Ті—51 ат.%Иі (2), Ті-47 ат.%№-1 ат.%Мо и Ті 48 ат.%1Мі-2 ат.%Ре (4) [6]
28
Рис. 1.8. Температурная зависимость предела текучести/напряжения мартснситного превращения в монокристаллах Ті№(Ре, Мо) различных ориентаций при растяжении. Ориентации кристаллов указаны в стереоірафическом треугольнике в левом верхнем углу рисунка. а -сплав I, для сравнения на рисунке приведена кривая сжатия (001]-кристалла (кривая 2); б - сплав II.
29
или деформации формы [88] в процессе мартенситного превращения. В работах Ба-Ьип Т. и других [9, 87] была рассчитана матрица В, которая переводит при МП вектор В2 решетки в вектор решетки мартенсита так, что
(2)
здесь В - матрица деформации решетки. По существу, деформация превращения определяется следующим уравнением:
чг f \ и
V = в V
Л 4V,
WVV-^-1 • <з)
V u' + v +w
Otsuka К. с соавторами [88] предложили другое выражения для eMi основанное на использовании деформации формы, рассчитанной на основе феноменологической кристаллографической теории мартснситных превращений [89-91]
ем = sin х)2 + 2/w/*sinxcosA. + l -1 + т" sin2 х» (4)
где Я-угол между осью растяжения и направлением d? ’ (mf и df - величина и направление компоненты деформации формы, параллельной габитусной плоскости); /-угол между осью растяжения и нормалью к габитусной плоскости; /и"— величина компоненты деформации формы перпендикулярной габитусной плоскости, которая равна относительному изменению объема при превращении AV/V. Это уравнение подобно закону Боаса-Шмида, описывающему связь между сдвиговой деформацией и удлинением при дислокационном скольжении, однако здесь учитывается нормальная компонента деформации формы. В сплавах, испытывающих термоупругие мар-тенситные превращения, обычно ю" (= AV/V)« mf, a (mf sin х)2 « 1, поэтому
sm»m1p sin хcos X, (5)
т.с. почти пропорциональна фактору Шмида для деформации формы. Эти расчеты сделаны с учетом решеточно-инвариантной деформации (двойникование) в мартенсите, в отличие от [9, 87]. Выбор способа расчета деформации превращения зависит от того, происходит или нет раздвойникование мартенсита в конце плато на кривых а(с). Если нет, то следует использовать второй случай (4), а если в результате “stress-induced” мартенситного превращения монокристалл В2 фазы полностью переходит в монокристалл мартенсита (т.е. происходит раздвойникование), то - первый случай (3).
30
Очевидно, что формула (4) дает минимальное значение мартенситной деформации, а формула (3) - максимальное.
На рис. 1.9 в стерео1рафическом треугольнике приведены величины деформации решетки в монокристалле 'П№, рассчитанные в работах [87, 92, 93] в зависимости от ориентации и способа деформации. Видно, что и при растяжении, и при сжатии деформация решетки см является ориентационно зависящей величиной. Самое большое удлинение - 10,5 % и 9,8 % получается вдоль направлений [ 2 33]В2 и [Т11 ]в2» соответственно, а самое маленькое - 2,7 % вдоль направления [001 ]П2. При сжатии величина си в некоторых ориентациях, например в полюсе <111>, много ниже, чем при растяжении, т.с. наблюдается значительная асимметрия деформации решетки. Ориентационная зависимость деформации превращения предполагает ориентационную зависимость наклона кривых сг1((Т) в интервале температур М„ -так, что с!сги/с1Т ~ 1 /ем. Теоретические расчеты неплохо совпадают с имеющимися отдельными экспериментальными результатами при растяжении монокристаллов на основе никелида титана [13, 14,94-99].
Рис. 1.9. Величина деформации решетки при мартенентном В2—>В19' превращении в монокристаллах: а - растяжение [87]; б - сжатие [92,93]
На рис. 1.8 а, б видно, что наклон кривых бо^/сГГ в монокристаллах сплава I с ориентациями <111>, <112> и <123> и монокристаллах сплава II с ориентациями <111> и <011> мало различается, что, в общем, соответствует тому, что величина 11ем в этих ориентациях примерно одинакова. Однако угол наклона кривой в ориентации <001> по оценке должен быть примерно в три раза больше, чем в выше ука-
31