Эволюция микроструктуры и её влияние на мартенситные превращения и неупругие свойства двойных сплавов на основе никелида титана при тёплой деформации тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

ЖАПОВА Доржима Юрьевна

ЭВОЛЮЦИЯ МИКРОСТРУКТУРЫ И ЕЁ ВЛИЯНИЕ НА МАРТЕНСИТНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И НЕУПРУГИЕ СВОЙСТВА ДВОЙНЫХ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ НИКЕЛИДА ТИТАНА ПРИ ТЁПЛОЙ ДЕФОРМАЦИИ

Специальность: 01.04.07 - физика конденсированного состояния

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Томск-2013

005545481

Работа выполнена в Федеральном государственном бюджетном учреждении науки Институте физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Российской академии наук

Научный руководитель:

кандидат физико-математических наук, доцент Гришков Виктор Николаевич Научный консультант:

доктор физико-математических наук, профессор Лотков Александр Иванович

Официальные оппоненты:

Старенченко Владимир Александрович, доктор физико-математических наук, профессор, Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение Высшего профессионального образования «Томский государственный архитектурно-строительный университет», декан Общеобразовательного факультета, заведующий кафедрой «Высшая математика».

Иванов Константин Вениаминович, кандидат физико-математических наук, Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Российской академии наук, старший научный сотрудник лаборатории физического материаловедения.

Ведущая организация:

Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования «Национальный исследовательский Томский государственный университет»

Защита диссертации состоится 20 декабря 2013 г. в 16— на заседании диссертационного совета Д 003.038.01 при ИФПМ СО РАН по адресу: 634055, г. Томск, пр. Академический, 2/4.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ИФПМ СО РАН Автореферат разослан «20» ноября 2013 г.

Ученый секретарь диссертационного совета, доктор технических наук, профессор

О.В. Сизова

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Сплавы на основе никелида титана СП№), обладающие эффектами памяти формы (ЭПФ) и сверхэластичности, являются функциональными материалами и широко применяются в технике и медицине. Современные тенденции к миниатюризации изделий и конструкций из и сплавов на его основе обусловливают необходимость поиска и физического обоснования новых подходов к созданию материалов с повышенными прочностными свойствами при удовлетворительной пластичности и сохранении высокого ресурса неупругих свойств (ЭПФ и сверхэластичности), проявление которых связано протеканием бездиффузионных термоупругих мартенсит-ных превращений кубической В2 фазы в ромбоэдрическую Я и моноклинную В19' мар-тенситные фазы. Анализ результатов работ предшествующего периода показал, что возможности традиционных методов достижения этой цели в значительной степени исчерпаны. Новые перспективы получения высокопрочных сплавов на основе "ЛЬП, обладающих необходимым комплексом функциональных свойств, связывают с формированием в этих материалах ультрамелкозернистой (УМЗ - субмикро- и/или нанокристаллической структуры) методами интенсивной пластической деформации. Это определяет актуальность исследований закономерностей и механизмов формирования зёренной структуры при интенсивной пластической деформации (ИПД) и изменений при этом не только механических, но и неупругих свойств сплавов на основе Т1№. Последнее обусловлено тем, что температуры и последовательность термоупругих мартенситных превращений (МП) и связанные с ними неупругие свойства определяются характеристиками структуры (в том числе зёренно-субзёренной) высокотемпературной В2 фазы, формирующейся в результате воздействия ИПД.

Степень разработанности темы исследования. В последние годы исследованию влияния ИПД на зёренную структуру сплавов на основе Т1№ уделяется много внимания. В частности, показана возможность уменьшения размеров зёрен вследствие развития динамической рекристаллизации при горячей деформации (при ТХ^Тпл., где Т^ - температура плавления сплава), но структура образцов при этом остается крупнозернистой. При холодной деформации формирование УМЗ структуры осложнено конкурирующим процессом аморфизации этих сплавов при воздействии ИПД. Наиболее важным является интервал температур «тёплого» деформирования (0.3<Т/ТПЛ <0.5), в котором наблюдается интенсивное измельчение зёрен в различных металлах и сплавах при увеличении степени заданной деформации. Исследования закономерностей и механизмов формирования УМЗ структуры при деформации сплавов на основе ТОЛ в этом температурном интервале немногочисленны. Наиболее известными являются исследования закономерностей формирования субмикрокристаллической (СМК) структуры при развитии непрерывной динамической рекристаллизации в процессе тёплого равноканально-углового прессования (РКУП) сплавов на основе ТМ. Вместе с тем, большая величина истинной деформации в каждом цикле прессования (0.8+0.9) обусловливает сильное измельчение зёрен уже после первого прохода РКУП. Это не позволяет изучать начальные стадии перехода от крупнозернистой к УМЗ структуре образцов в процессе деформирования и не дает физически обоснованных представлений о критической степени деформации, соответствующей началу развития динамической рекристаллизации при тёплой деформации сплавов на основе Т1№. Систематические исследования эволюции зёренной структуры и изменений при этом механических и неупругих свойств в широком диапазоне заданных деформаций, начиная с самых малых, в настоящей работе реализованы при тёплой деформации сплавов на основе ТМ методами аЬс-прессования и тёплой прокатки в ручьевых вальцах.

Цель данной работы - исследовать закономерности и механизмы формирования микроструктуры, изменения последовательности и температур МП, механических свойств и неупругих эффектов в двойных сплавах на основе ТОП при «тёплом» деформировании до

больших пластических деформаций методами аЬс-прессования и прокатки в ручьевых вальцах.

Для достижения этой цели в работе были решены следующие научные задачи:

1. Исследовать закономерности изменения микроструктуры образцов двойных сплавов на основе TiNi при «тёплом» деформировании методами аЬс-прессования и прокатки в ручьевых вальцах в зависимости от величины заданной истинной деформации.

2. Исследовать возможный механизм изменения микроструктуры двойных сплавов на основе TiNi при их тёплой деформации методами аЬс-прессования и прокатки в ручьевых вальцах.

3. Изучить изменение последовательности и температур мартенситных превращений в зависимости от величины истинной деформации, заданной при «тёплом» деформировании образцам двойных сплавов на основе TiNi.

4. Исследовать влияние тёплой деформации образцов двойных сплавов на основе TiNi на предел прочности и удлинение до разрушения при испытаниях на растяжение и неупругие свойства при испытаниях на кручение.

Научная новизна.

1. Экспериментально установлены три стадии перехода от крупнозернистой к ультрамелкозернистой (субмикрокристаллической и нанокристаллической) структуре образцов сплава Ti49.2Nijo.8(aT.%) при тёплой прокатке в ручьевых вальцах.

2. Показано, что критическая величина истинной деформации, при которой начинается непрерывная динамическая рекристаллизация в двойных сплавах на основе TiNi в процессе тёплой деформации, равна 1.4 при многоцикловой ковке с переменой оси деформирования и 0.2 при многопроходной прокатке в ручьевых вальцах. В работе предложено называть большими пластическими деформациями те, которые превышают данную критическую величину деформации, характерную для каждого термодеформационного процесса.

3. Экспериментально обнаружено увеличение в 1.5 раза предела прочности в образцах сплава Ti49.8Ni5o.2(aT.%) в результате формирования мелкозернистой и ультрамелкозернистой структуры методом тёплого аЬс-прессования. При этом обнаружено, что наиболее высокое значение предела прочности, равное 1770 МПа, наблюдается при растяжении образцов в предмартенситном состоянии, а в состоянии мартенситной фазы В19' предел прочности снижается на 250 МПа.

4. В интервале температур тёплой деформации методами ковки с переменой оси деформирования и многопроходной прокатки в ручьевых вальцах измельчение исходной крупнозернистой структуры двойных сплавов на основе никелида титана вплоть до микро-и субмикрокристаллической структур с квазиравноосными зёрнами почти не влияет на температуры мартенситных превращений и, следовательно, на температурные интервалы проявления эффектов памяти формы и сверхэластичности. Такие термодеформационные обработки могут быть рекомендованы для получения качественных полуфабрикатов в виде прутков, пластин и проволоки при промышленном производстве и переделе этих сплавов.

5. Обнаружен эффект аномально высокого (16.5-19.1%) проявления суммарной возвращаемой неупругой деформации вследствие реализации ЭПФ и сверхэластичности в сплаве Ti49.2Ni5o.8(aT.%), который превышает кристаллографический ресурс неупругой мартенситной деформации для двойных сплавов на основе TiNi, равный 10-12%. Показано, что данный эффект не зависит от размера зёрен в образцах (при уменьшении среднего размера зерна от 94 мкм до 1.5 мкм величина суммарной обратимой неупругой деформации уменьшается не более, чем на 2%).

Теоретическая и практическая значимость работы. Выявленные закономерности изменения микроструктуры двойных сплавов на основе TiNi в процессе «тёплого» деформирования могут быть основой для развития теоретических моделей механизмов

измельчения зёренной структуры в металлических материалах под влиянием больших пластических деформаций.

Результаты работы могут быть использованы при создании материалов с заданными характеристиками мартенситных фазовых превращений, механических свойств, ЭПФ и сверхэластичности, а также в курсе лекций для студентов профильных вузов.

Связь с государственными программами и проектами. Исследования, основные результаты которых представлены в диссертационной работе, выполнены в рамках комплексных госбюджетных проектов III.20.2.2. Программы III.20.2 фундаментальных исследований СО РАН (2010-2012 гг.) и Программы III.23.2. фундаментальных исследований СО РАН (2013-2016 гг.); проектов РФФИ №09-08-90420-Укр-ф-а (2009-2010 гг.) и №13-08-90421 Укр_ф_а (2013-2014 гг.); программы Президиума РАН №7 проект №7.2 (2009-2011 гг.).

Положения, выносимые на защиту:

1. Экспериментально обоснованная применимость метода ковки с переменой оси деформирования в интервале температур тёплой деформации для формирования заданной микрокристаллической или ультрамелкозернистой структуры в объёмных образцах никелида титана.

2. Трехстадийность эволюции зёренной структуры двойных сплавов на основе никелида титана (на примере сплава с 50.8 ат.% Ni) при тёплой многопроходной прокатке в ручьевых вальцах и формирование зёрен микро- и субмикрокристаллических размеров по механизму непрерывной динамической рекристаллизации на второй и третьей стадиях деформирования.

3. Условия накопления и возврата аномально высокой неупругой деформации при кручении образцов двойных сплавов па основе никелида титана, заключающиеся в следующем: независимо от величины зёрен/субзёрен максимум накапливаемой и возвращаемой неупругой деформации достигается при заданной образцу деформации от 24 до 40 %, включающей 8-20% пластической деформации, и составляет 16-19%, что значительно превосходит кристаллографический ресурс мартенситной неупругости в этих сплавах.

Личный вклад соискателя заключается в получении и обработке результатов работы, в совместной с научным руководителем и научным консультантом постановке цели и задач исследования, формулировке выводов и положений, выносимых на защиту, написании статей по теме диссертации. Исследования образцов методом просвечивающей электронной микроскопии были проведены совместно с Гирсовой Н.В.; методом растровой электронной микроскопии - совместно с к.т.н. Круковским К.В. Анализ и обсуждение полученных результатов проведены автором совместно с научным руководителем и научным консультантом.

Апробация работы. Основные результаты диссертации доложены и обсуждены на следующих всероссийских и международных мероприятиях: IV, V, VI Всероссийских конференциях молодых ученых «Физика и химия высокоэнергетических систем» (г. Томск,

2008, 2009, 2010 гг.); XV, XIX Международных научно-практических конференциях студентов, аспирантов и молодых ученых «Современные техника и технологии» (г. Томск,

2009, 2013 гг.); Ill, IV Международных конференциях «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов» (Москва, 2009, 2011 гг.); IV Международной научно-технической конференции «Современные методы и технологии создания и обработки материалов» (Минск, Беларусь, 2009 г.); III Всероссийской конференции по наноматериалам «НАНО-2009» (Екатеринбург, 2009 г.); Международных конференциях по физической ме-зомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов (г. Томск, 2009, 2011 гг.); 49 Международной конференции «Актуальные проблемы прочности» (Киев, Украина, 2010 г.); II Международной научной конференции «Нанострукгурные мате-риалы-2010: Беларусь-Россия-Украина» (Киев, Украина, 2010 г.); 3rd International Symposium «Bulk nanostructured materials: from fundamentals to innovations» (Уфа, 2011 г.); VI Me-

ждународной конференции «Фазовые превращения и прочность кристаллов» (г. Черноголовка, 2010 г.); XI Российско-китайском симпозиуме «Новые материалы и технологии» (Санкт-Петербург, 2011 г.); II Всероссийской конференции «Деформирование и разрушение структурно-неоднородных сред и конструкций» (г. Новосибирск, 2011 г.); Бернштей-новских чтениях по термомеханической обработке металлических материалов (Москва, 2011 г.); 52 Международной научной конференции «Актуальные проблемы прочности» (Уфа, 2012 г.); Международной конференции «Иерархически организованные системы живой и неживой природы» (г. Томск, 2013 г.); V Всероссийской конференции по наномате-риалам (Звенигород, 2013 г.); 54 Международной конференции «Актуальные проблемы прочности» (Екатеринбург, 2013 г.); XII Китайско-Российском симпозиуме «Новые материалы и технологии» (Куньмин, Китай, 2013 г.).

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 26 печатных работ: из них 3 статьи в научных журналах, входящих в перечень рецензируемых научных журналов и изданий, 1 статья в зарубежном журнале и 22 публикации в сборниках трудов и материалов российских и международных конференций.

Соответствие диссертации паспорту специальности. Диссертационная работа по своим целям, задачам, содержанию, методам исследования и научной новизне соответствует пункту 1 «Теоретическое и экспериментальное изучение физической природы свойств металлов и их сплавов, неорганических и органических соединений, диэлектриков и в том числе материалов светодиодов как в твердом, так и в аморфном состоянии в зависимости от их химического, изотропного состава, температуры и давления» паспорта специальности 01.04.07 «Физика конденсированного состояния» (физико-математические науки).

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, 5 разделов, выводов и списка цитируемой литературы, включающего 284 наименования, всего 280 страниц машинописного текста, включая 87 рисунков и 11 таблиц и 20 формул.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы исследования, дана краткая характеристика современного состояния проблемы, сформулированы цель и задачи работы, представлены положения, выносимые на защиту, научная новизна и практическая значимость полученных результатов, описана структура диссертации.

В первом разделе приведены современные представления об эволюции структурно-фазового состояния сплавов на основе Т1№ в зависимости от температуры, состава, термообработки образцов и в результате воздействия ИПД различного типа. Дан обзор экспериментальных данных и теоретических представлений об особенностях изменения свойств Т1№ и сплавов на его основе в предпереходной области температур и проявления эффектов сверхэластичности и памяти формы. Приведены современные представления о закономерностях и механизмах формирования СМК и нанокристаллической структуры в металлах и сплавах при воздействии ИПД. Обсуждены экспериментальные результаты исследований микроструктуры, температур МП, механических и неупругих свойств образцов сплавов на основе Т1№ после деформирования методами ИПД.

Во втором разделе сформулированы цель и задачи исследования, обоснован выбор исследуемых материалов, методов «тёплого» деформирования и температурно-деформа-ционного режимов деформирования, описаны методики экспериментальных исследований.

В качестве материала для исследований были взяты образцы крупнозернистых двойных сплавов с содержанием N1 50.2 и 50.8 ат.%. Выбраны два способа «тёплого» деформирования. Первый - ковку в прессформе с переменой оси деформирования (аЬс-прессование) - использовали для обработки образцов сплава Т149 8№50.2(ат.%). В составе сплава присутствует 5-7 об.% фазы со структурой типа Т12№. Температуры начала и

конца прямого МП в фазу В19' (Мн и Мк) составляют 323К и 307К, соответственно. Сплав характеризуется высокой пластичностью, что позволяет накапливать значительную величину деформации на каждом этапе деформирования ( е = ^ In ——, где H0¡ и H¡

¡ H ¡

- начальная и конечная высота образца до и после осадки; i - количество актов осадки). Суммарная истинная деформация е (прессовали образцы в виде куба со стороной, равной 27 мм) при каждой температуре деформирования составляла -2.0. АЬс-прессование проводилось при температурах 873К, 673К, 623К и 573К. Второй метод - прокатку в ручьевых вальцах - использовали для «тёплого» деформирования сплава Ti49 2№5о.8(ат.%). В составе сплава присутствует ~5 об.% фазы со структурой типа Ti2Ni. Сплав является труднодеформируемым и при комнатной температуре после отжига при 773К в течение 1ч. находится в двухфазном (B2+R) состоянии (МН=268К, TR=308K, где TR - температура МП в R-фазу). Исходные образцы имели форму прямоугольного параллелепипеда с размерами 20*20*35 (мм3). Прокатку проводили по двум температур-но-деформационным режимам: в изотермических условиях при 723К и со ступенчатым понижением температуры деформирования от 773К до 623К. Деформация при прокатке е принималась равной натуральному логарифму отношения площадей поперечного сечения до и после деформирования образцов. Как при аЬс-прессовании, так и при прокате в ручьевых вальцах образцы деформировали в состоянии высокотемпературной В2-фазы.

Анализ структуры выполняли с использованием оборудования ЦКП «НАНОТЕХ»: оптического микроскопа (Axiovert 200МАТ), растрового электронного микроскопа (LEO EVO 50, в том числе с использованием приставки «Nordlys» для исследования методом дифракции обратно рассеянных электронов (EBSD)), просвечивающей электронной микроскопии (ЭМ-125К и JEM-2100). Температуры МП и фазовый состав образцов исследовали с использованием рентгеноструктурного фазового анализа (ДРОН-7) и температурной резистометрии. Механические свойства исследовали при растяжении плоских образцов в виде двойной лопатки на установках ИМАШ-2078 и «w+g ag Testing machines Тур LFM-125» с программным обеспечением «Dionpro». Исследование неупругих свойств проводили при кручении образцов на установке типа «обратного крутильного маятника» с рабочим интервалом температур от 120К до 650К.

Третий раздел посвящен исследованию закономерностей и механизмов формирования зёренной структуры сплавов на основе никелида титана при «тёплом» деформировании методами аЬс-прессования и прокатки в ручьевых вальцах.

При исследовании микроструктуры образцов сплава Ti49 8№50.2(ат.%) после abc-прессования обнаружено, что эффективное уменьшение размеров зёрен-субзёрен образцов происходит на этапах деформирования при температурах 673К и ниже, рис. 1 и рис.2. Характерной особенностью структуры образцов на всех этапах тёплого abc-прессования является присутствие мезо- и микрополос локализации деформации (ПЛД) различных пространственных ориентаций. Это обусловливает опережающее измельчение зёрен-субзёрен в микрообъёмах ПЛД и развитие разнозернистости микро-

Рис. 1. Электронномикроскопические светлопольные изображения полосовой структуры (а) и структуры на пересечении МПЛД (б) образцов сплава ^498№502(ат.%) после аЬс-прессования при 673К (£1=4-2).'

структур, формирующихся на разных этапах прессования, что выражается в следующем. В образцах после аЬс-прессования (независимо от величины заданной деформации е наблюдаются два типа областей, отличающихся по размерам фрагментов зёренно-субзёренной структуры. Области первого типа, рис. 1а и рис.2а, характеризуются присутствием более крупных фрагментов структуры и представляют собой микрообъёмы, ограниченные ПЛД. Характерные размеры зёрен-субзёрен в этих областях после прессования при 673К и 573К составляют от 2 мкм до 500 нм и от 500 нм до 100 нм, соответственно. Тип микродифракции от этих областей после прессования при 673К ещё близок к монокристаллическому (преобладают малоугловые разориентировки кристаллических структур различных фрагментов), рис.1а, и только после прессования с ех=7.7 приближается к квазикольцевому (увеличивается доля высокоугловых разориентаций кристаллической структуры фрагментов), рис.2а. Области второго типа представляют собой микрообъёмы с наиболее измельчённой зёренно-субзёренной структурой внутри и на пересечениях ПЛД, рис.1б и рис.2б. В этих областях после тёплого прессования при

673К и 573К размеры О **" "" - зёрен-субзёрен заметно

меньше, чем в областях первого типа, и составляют 300-70 нм и 100-20 нм, соответственно. Картины дифракции от этих областей имеют выраженный квазикольцевой вид, свидетельствующий о преобладании в них высокоугловых разориентаций кристаллических структур фрагментов. 1 По мере увеличения е£ степень разнозернистости микроструктуры уменьшается, рис.3. Увеличение доли высокоугловых разориентаций кристаллических структур фрагментов при их квазиравноосной форме с ростом е£ позволяет предполагать развитие непрерывной динамической рекристаллизации в процессе тёплого аЬс-прессования.

Исходя из этого, для анализа изменения размера зёрен Б от величины заданной деформации е было использовано аналитическое выражение из работы [1], предложенное для описания зависимости О(е) при развитии непрерывной динамической рекристаллизации:

В=В(+(О0-Ог)ехр[-п(е-ес)т], (1), где Бо - начальный размер зерна; - предельный размер зерна для данных условий деформирования (в первом приближении берут равным экспериментальному размеру зерна после воздействия больших пластических деформаций); ес - критическая величина деформации, при достижении которой реализуется механизм непрерывной динамической рекристаллизации; пит- параметры, характеризующие темп измельчения зёрен при увеличении

Рис. 2. Электронномикроскопические светлопольные изображения областей первого (а) и второго (б) типа в образцах сплава Т1498№502(ат.%) после аЬс-прессования при 573К (^=7.7).

Рис. 3. Зависимости размеров наиболее крупных, (1тах, и наиболее мелких, с!тт., фрагментов зёренно-субзернной структуры образцов сплава Т149.8№50.2(ат.%) от температуры этапов, ТаЬс, тёплого аЬс-прессования (оптическая металлография и электронная микроскопия).

е. В [ 1 ] параметры ес, п и т выбираются из разумных соображений и для сплавов на основе алюминия взяты равными: ес=0.1, п=3.8, т=2. Вместе с тем очевидно, что параметры выражения (1) не являются универсальными постоянными, а определяются как характеристиками конкретного материала (состав, исходная зёренная структура, тип кристаллической решётки и др.), так и характеристиками конкретного технологического процесса (схемы и температурно-деформационного режима деформирования). Следовательно, параметры выражения (1) должны задаваться не путем разумных соображений, а

определяться на основе полученных экспериментальных результатов. В работе был предложен такой способ определения параметров ес, пит. Выражение (1) преобразуется к следующему виду:

О, мкм 42 41

/А,

и

О 2 4 * 0 2 4 6 8 е Рис. 4. Зависимости О(е): а - сплав АА1200, РКУП [2] (1 - параметры из [1]: ес=0.1, п=3.8, т=2; 2 - ес=0.47, п=2.92, т=0.15); б - сплав Тц9 8№50 2(ат.%) после аЬс-прессования при 873-573 К (ес= 1.401, п=2.373, ш=0.458); • - экспериментальные значения.

Для определения параметров ес, п и т необходимо располагать (как минимум) тремя экспериментальными значениями О(е). Таким образом, получаем систему трех уравнений с тремя неизвестными:

1пп + т 1п(е; -ес) = ^!, ¡=1,2,3, (3). Последовательно исключая пит, получаем уравнение для определения ес:

(е1-ес)(вз-ес)р=(е2-ес)Р+1, (4), где [3—(т|2—г||)/(т]з—Т12), которое решается численно относительно ес с учетом того, что 0< ес<е). В случае, если выражение (4) имеет решение только при ес<0 или вообще не имеет вещественных корней, это может быть обусловлено или некорректностью определения • . '"г уг 'з^зва^т^'ук О0 и (¡=1,2,3), или реализа-

■ . > * • цией других механизмов из-

* , - "" ; . - мельчения зёрен в процессе

.» .у."* _ •. ' деформирования. Подставляя г* ' " « - • •„ '• " ..-. найденное ес в выражение (3).

--> + # •' ." находим параметры п и т.

, ] ' " — * " > . Используя данную методику,

МКУ 1 Щ ^ »" р были рассчитаны параметры

ш - ., | II ......... сплава АА1200

после равнокально-углового

п=2.92,^т=0.15) и для сплава

^^^^^^^^^^^^^ формирования от 873К до

п=2.373, т=0.458).

Таким образом, при тёплом аЬс-прессовании в массивных образцах никелида титана достигается формиро-

Рис. 5. Микроструктура образцов сплава ТЦ9 2№5о.8(ат.%) после прокатки при 723К с заданной истинной деформацией 6^=0.07 (а), 0.40 (б), 0.80 (в), 1.80 (г). Оптическая микроскопия, светлопольное изображение (а, б) и изображение в поляризованном свете (в, г).

вание ультрамелкозернистой структуры, а критическая величина деформации, необходимая для развития непрерывной динамической рекристаллизации, в данном процессе достаточно велика и равна 1.4.

Провести аналогичное тёплое аЬс-прессование сплава Ti49 2№5о.8(ат.%), более высокопрочного и труднодеформируемого, не удалось. Закономерности эволюции зёренной структуры образцов исследовали при тёплой изотермической (723К) многопроходной прокатке в ручьевых вальцах с малыми обжатиями (0.03-0.04) в каждом цикле деформирования. На всех этапах прокатки при исследовании микроструктуры образцов строили распределение зёрен по размерам и коэффициенту неравноосности. Размер зёрен измеряли по максимальному сечению (вдоль направления прокатки) dmax. и в направлении перпендикулярном к нему cLl. Коэффициент неравноосности вычисляли как соотношение dшах./ cLl.

При исследовании прокатанных при 723К образцов обнаружено, что эволюция микроструктуры происходит в три стадии. На первой стадии при накоплении eL=0.07 в образцах наблюдается как развитие локализации деформации в масштабах конгломератов зёрен, так и внутризёренная микрофрагментация вследствие протекания множественного дислокационного скольжения в объёме зёрен, рис.5,а. В результате неоднородного накопления деформации на ранних этапах деформирования прокаткой в образцах наблюдается как сильно-, так и слабодеформированные зёрна, рис.5,а. Вследствие градиента напряжений с разных сторон границы зёрен, развивается миграция высокоугловых границ (strain induced migration), формирование на них множественных выступов и «языков». Одновременно в образцах, деформированных с eL=0.07, развивается динамическая собирательная рекристаллизация, что обусловливает укрупнение среднего размера зёрен почти в 3 раза по сравнению с его значением в исходных образцах (<dmax >=93.8 мкм, <d_l>=67.0 мкм, <к>=1.40).

Эффективное измельчение микроструктуры начинается на второй стадии, когда при заданной деформации 0.2 и более размер зёрен резко уменьшается, рис.5,б,в, а зёрна приобретают вытянутую вдоль направления прокатки форму. При этом в образцах сохраняется миграционная активность высокоугловых границ зёрен, однако при увеличении заданной деформации её интенсивность снижается, рис.5,б,в. При задании е^=0Я вторая стадия микроструктуры завершается формированием полосовой структуры прокатки с геометрически необходимыми границами, рис.5,в. Внутри микрополос с геометрически необходимыми границами интенсивно образуются случайные дислокационные границы, часть из которых имеет высокоугловые разориентации. Формирование подоб-

Рис. 6. ЕВЗО-карты микроструктуры образцов сплава Тл49.2№5о.8(ат.%) после прокатки при 723К до ех=1.80 (а), £^=1.91 и отжига при 723К в течение 1ч. (б), прокатки по режиму 773К(е=0.20)—> 723К(е=0.40)^623К(е=0.30), ет=0.90 (в).

ной микроструктуры указывает на развитие непрерывной динамической рекристаллизации. На третьей стадии прокатки при увеличении е^ от 1.2 до 1.8 вид микроструктуры качественно не меняется, рис.5,г, меняются только её количественные характеристики, что выражается в уменьшении ширины полос с геометрически необходимыми границами, уменьшении размеров субзёрен и увеличении доли высокоугловых границ, что подтверждается и результатами ЕВЗБ-анализа, рис.6,а. При задании 6^=1.8 в образцах формируется мелкозернистая квазиравноосная микроструктура: «1тах>=3.2 мкм, < сЬ_>=2.4 мкм, а <к>=2.0. При этом даже после отжига в течение 1ч. при 723К зёренно-субзёренная микроструктура образцов после прокатки с ех=1.91 остается микрокристаллической (^тах>=1.53 мкм, <¿±>=1.04 мкм, <к>=1.61), рис.6,б.

При ступенчатой прокатке с последовательным понижением температуры деформирования по режиму 773К (е=0.20)—>723К (е=0.40)—>623К (е=0.30) с суммарной заданной деформацией е£=0.90 эволюция микроструктуры протекает аналогично формированию микроструктуры в процессе изотермической прокатки при 723К. Но уже при меньшей величине деформации формируется сопоставимая по параметрам микроструктура (<йщах.>=3.2 мкм, < сЬ_>=1.6 мкм, а <к>=2.1), рис.6,в.

Систематизированные данные об изменении размеров зёрен и их формы при прокатке при 723К приведены на рис.7. Видно, что эффективное уменьшение размеров зёрен происходит на второй стадии прокатки (при от 0.2 до 0.4). На первой и второй стадиях форма зёрен изменяется соответственно принципу Поляни-Тейлора, рис.76. На третьей стадии, когда доминирует непрерывная динамическая рекристаллизация, в образцах формируется микрокристаллическая зёренная структура, а форма зёрен стремится к равноосной, рис.7б.

Используя экспериментальную зависимость с!тах (ех), рис.7а, по описанной выше методике определены параметры уравнения (1): ес=0.18, п=3.32, т=0.46, рис.8. Кроме того, показано, что для ряда металлов и сплавов, в которых при деформировании в различных условиях реализуется непрерывная динамическая рекристаллизация, ес составляет 0.2- 0 0.4 0.8 1.2 1.6 ее

0.6. Таким образом, при изотермической (723К) тёплой прокатке ес близка к нижней границе этого интервала, а непрерывная динамическая рекристаллизация развивается уже на первой её стадии. Предложено считать большими те пластические деформации, величина которых превосходит ес.

Ob t . . . I ' i г^" 1.0Ь 0 0.4 0.8 1.2 1.6 0 0.4 0.8 1.2 1.6

Рис. 7. Зависимость средних размеров зёрен (а) и коэффициента неравноосности формы, <к>, (б) от величины заданной деформации, ех, при изотермической (723К) прокатке образцов сплава Ti49 2№50.8(ат.%): <dmax> и <dmi„ > - средние размеры в направлении прокатки и перпендикулярно к нему; о, — экспериментальные значения; пунктирная линия - изменения <к> в соответствии с принципом Поляни-Тейлора (расчёт).

Рис. 8. Зависимость максимального среднего размера зёрен, dmax, от заданной при изотермической (723К) прокатке деформации ех образцов сплава Ti49.2NiS0.8(aT.%): 1 - экспериментальная зависимость; 2 - расчетная зависимость с параметрами ес=0.18, n=3.32, m=0.46; о - экспериментальные значения.

973ТаЬ,Д

Рис. 9. Зависимости температур МП в ромбоэдрическую Я (Тк) и моноклинную В19' (Мн, Мк, Ан, Ак) мартенсит-ные фазы при охлаждении (Тк, Мн и Мк) и нагреве (Ан и Ак) от температуры аЬс-прессования (ТаЬс) (и, соответственно, е£) в образцах сплава Т149 8№50.2(ат.%) (а) и от деформации еЕ при изотермической (723К) прокатке образцов сплава "П49 2№50.8(ат.%) (б).

Четвертый раздел посвящен исследованию изменений последовательности и температур МП в сплавах 'П49.8№5о.2(ат.%) и

"П49.2№50.8(ат.%) в результате тёплой деформации при аЬс-прессовании и прокатке в ручьевых вальцах, соответственно. Обнаружено, что в образцах сплава ТЦд.зМзо^ат."/«) после аЬс-прессования при охлаждении меняется последовательность МП от В2<->В19' (в исходном состоянии) на В2—>1?—>В19' и остается без изменения (В 19'—>В2) при нагреве,

рис.9а. При этом уширяется температурный интервал МП в мартенситную фазу В19' (в основном, в результате понижения температуры его завершения Мк), а понижение температур Тк и Мн при этом не превосходит 20 градусов. Ширина температурных интервалов обратного МП В19'—>В2 в результате прессования практически не меняется, а температуры его начала и завершения понижаются на -50 при понижении ТаЬс, рис.9а.

В образцах сплава с 50.8 ат.% №, прокатанных при 723К, рис.9б, изменения последовательностей МП при охлаждении и нагреве не происходит (В2<->11<->В19'), причем и температуры этих превращений при е^>0.2 не изменяются, как следствие развития интенсивного динамического возврата и непрерывной динамической рекристаллизации при прокатке. Повышение (на -20 градусов) температур МП в образцах, прокатанных с еЕ<0.2, в основном обусловлено завершением процесса старения (формирование выделений фазы Тл3№4) при тёплой изотермической прокатке (после дополнительного отжига исходных образцов при 723К в течение 1ч. наблюдается примерно такое же повышение температур этих МП).

В пятом разделе представлены экспериментальные результаты изменения предела прочности и удлинения до разрушения при растяжении и неупругих свойств при испытаниях на кручении исследуемых образцов до и после тёплого деформирования методами аЬс-прессования и прокатки в ручьевых вальцах.

Проведен анализ закономерностей и особенностей изменения как механических, так и неупругих свойств образцов при увеличении заданной пластической деформации при тёплом аЬс-прессовании.

ч(Т,к=673К)

исходные образцы

ОН..........400

0 20 40 60 80 £, % 273 373 473 Т1т, К Рис. 10. Кривые течения образцов сплава Т149 8№50.2(ат.%) после аЬс-прессования при 873К (еъ=2.2) (а): температуры испытаний на растяжение приведены на рисунке. Температурная зависимость пределов прочности (б) образцов сплава Т149 8№50 г(ат.%) в исходном состоянии, после аЬс-прессования при 873К (еъ=2.2) и при 673К (еЕ=4.2).

Испытания механических свойств образцов сплава Ti49.8Ni5o.2(aT.%) проводили при разных температурах: при 473К, когда образцы имеют В2 структуру и при нагружении невозможно инициировать МП в R- или В19'-фазы; при 343К в предпереходном состоянии; при 293К в состоянии мартенситной фазы В19', рис.10а. Температурные зависимости предела прочности (ов) от температуры испытаний и заданной при аЬс-прессовании деформации приведены на рис. 10,6. Видно, что после аЬс-прессования предел прочности образцов повышается, рис. 10,6. При этом наиболее высокое значение ав=1770МПа наблюдается в образцах как с крупнозернистой, так и ультрамелкозернистой структурой

в предпереходном состоянии (при ТИСП =343К), когда в процессе растяжения генерируется деформационная мартенситная фаза В19'.

Исследования неупругих свойств проводили в испытаниях на кручение образцов в циклах «охлаждение-нагрев» при постоянной величине внешнего напряжения. Нагружение образов проводили при 393К в В2 фазе. Определяли накапливаемую при охлаждении образцов до 120К деформацию, ун, и возвращаемую при нагреве нагруженных образцов неупругую мар-тенситную деформацию, ув. Остаточная деформация после завершения формовосстановления и разгрузки является пластической, уф. Из рис.11 видно, что неупругая мартенситная деформация ув в образцах после тёплого аЬс-прессования сохраняется на высоком уровне. При этом уф<0.5% в циклах «охлаждение-нагрев» с внешним приложенным напряжением 160 МПа. При внешних напряжениях от 160 до 300 МПа в образцах с ультрамелкозернистой структурой после аЬс-прессования ув достигает 8%, а уф<1%.

0

- тн=80 МПа У«А

// Ув

тн=40 МПа

"1111

573 673 773 Т, К Рис. 11. Влияние температуры аЬс-прессования сплава Т149 8>К5о.2(ат.%) (и, соответственно, накопления деформации ех) на величину накопления деформации в циклах «охлаждение-нагрев с постоянной величиной внешнего напряжения» (соответствующие напряжения 80 и 160 МПа).

су, МПа 1200

800

400

0

е.=0.07/

" исходное /у / / .состояние/ / J / ........ \ < eL=0.80 е,=0.40 а II!»

0 10 20 30 40 Е,% Рис. 12. Инженерные диаграммы нагружения при растяжении исходных и прокатанных образцов сплава Т1492М5о.8(ат.%) (а): температура испытаний 295К, начало диаграмм для каждого образца сдвинуто от начала оси абсцисс. Зависимости предела прочности (ов) и удлинения при разрушении (8Р) от еъ (б).

Основные результаты исследования влияния тёплой изотермической (723К) прокатки на механические свойства сплава Т149 2№50.8(ат.%) при 295К представлены на рис.12. При растяжении всех образцов, независимо от заданной при прокатке деформации, наблюдается генерация мартенситной фазы В19' (присутствует «площадка псевдотекучести»). В образцах, прокатанных с е^ от 0.07 до 0.80, разрушению предшествуют макролокализация деформации и формирование «шейки», рис. 12а. Максимальное упрочнение образцов наблюдается после прокатки с е£=0.07, а при увеличении ег до 0.8 предел прочности уменьшается, но остаётся на -10% выше, чем в исходных образцах. Пластич-

ность (удлинение до разрушения) уменьшается до 25% после прокатки с е^<0.4 и повышается до 36% на третьей стадии прокатки, на которой интенсивно протекает непрерывная динамическая рекристаллизация.

Исследование неупругих свойств образцов сплава Т149 2№5о.8(ат.%) проводили при кручении. Величину эффекта сверхэластичности, усв., определяли при комнатной температуре (295К) в циклах «нагружение-разгрузка» как разницу между накапливаемой в цикле деформацией, узад., и оставшейся после разгрузки образцов деформацией, уг. При последующих нагревах через интервал обратных МП разгруженных образцов уг полностью или частично возвращалась в режиме ЭПФ; остаточная деформация после нагрева образцов до 473К является пластической деформацией, уф. Величина ЭПФ, Уэпф, равна разности (уг - уф). Зависимости усв., Уэпф> Тгр и суммарной неупругой деформации /ну ^св.+Тэпф от узад приведены на рис.13 для исходного образца, рис. 13а, и образца, прокатанного с ех=1.8, рис.136. Аналогичные зависимости для образцов, прокатанных с 0.07<е2:<1.8, качественно подобны приведенным на рис.126 и отличаются от последних только количественно, в том числе и соотношение усв. и Уэпф- Видно, что при у3ад.<16% накопления пластической деформации практически не происходит, при этом наблюдаемая величина суммарной неупругой деформации ут достигает кристаллографического ресурса мартенситной деформации, равного 12% для двойных сплавов на основе ТлМ [3]. При увеличении узад обратимая суммарная неупругая деформация возрастает до ^яу(тах.), равной 16.5-19.1 %, рис.14а. В целом, независимо от средних размеров зёрен/субзёрен в образцах сплава с 50.8 ат.%№ максимум суммарной неупругой деформации уъну (тах.), обусловленный проявлением эффектов сверхэластичности (при 295К) и памяти формы (при нагреве разгруженных образцов), достигается при заданной деформации от 24 до 40 %, включающей 8-20 % пластической деформации, рис.14. При дальнейшем увеличении узад до 56% уменьшается, но остается на высоком уровне (1416 %). При этом во всех образцах, независимо от е^, максимальные значения неупругой деформации, возвращаемой и в режиме проявления эффекта сверхэластичности, и в режиме проявления эффекта памяти формы, не превосходят 8-12 %.

Рис. 13. Влияние величины заданной в процессе нагружения образцов при 295К деформации, узад на величины эффекта сверхэластичности, усв, памяти формы, уэп®, суммарной неупругой деформации Ум =усв.+7эпф, и пластической деформации у^,. Сплав Т149.2№5о.8(ат.%): а - исходные образцы; б - образцы, прокатанные при 723К с е%=1.8.

Аномально высокие значения обратимой неупругой деформации, превышающей кристаллографический ресурс неупругой мартенситной деформации в сплавах на основе Т1№, получены в коллективах профессора Прокошкина С.Д., профессора Путина В.Г. и профессора Чумлякова Ю.И. Вместе с тем, физическая природа и факторы, обусловливающие проявление столь высокой обратимой неупругой деформации, в настоящее время не выяснены. Анализ полученных в работе результатов и известных литературных источников показал, что признаки протекания дополнительных мартенситных превращений в условиях воздействия внешней нагрузки, которые могли бы обеспечить прирост возвращаемой неупругой деформации, обнаружить не удается. Возможно, что дополнительный вклад в обратимую неупругую деформацию связан с обратимым двойн-никованием мартенситной фазы В19' при нагружении и разгрузке образцов, но для его обнаружения необходимы специальные исследования.

Рис. 14. Зависимости максимальной обратимой неупругой деформации Гну (max.) (а) и соответствующей Ут (max.) пластической деформации у'ф (б), от деформации, еъ, при изотермической (723К) прокатке образцов сплава Ti49 2№5о.8(ат.%).

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. Установлено, что при тёплом аЬс-прессовании никелида титана эволюция зёрен-ной структуры обусловлена развитием полос локализации деформации различных ори-ентационных вариантов и опережающим формированием в них зёрен/субзёрен по механизму непрерывной динамической рекристаллизации по сравнению с реализацией этого процесса в микрообъёмах, ограниченных этими полосами. По мере повышения заданной деформации и развития при этом вторичной более тонкой системы микрополос локализации деформации степень разнозернистости структуры уменьшается и при истинной деформации ~8 формируется рекристаллизованная структура образцов на основе субмикрокристаллических (500-100 нм) и нанокристаллических (100-20 нм) зёрен/субзёрен.

2. Экспериментально показано, что при тёплой прокатке в сплаве Tiis^Niso.s (ат.%) выявляются три стадии эволюции зёренной структуры. Первая стадия (е<0.2) характеризуется интенсивным развитием как локализации деформации в масштабах конгломератов зёрен, так и внутризёренной микрофрагментации в результате множественного дислокационного скольжения; структура образцов остаётся крупнозернистой, зёрна - квазиравноосными, а средний размер зёрен при е=0.07 увеличивается в ~3 раза в результате динамической собирательной рекристаллизации. На второй стадии (0.2<е<0.8) зёрна приобретают неравноосную форму, а их размеры уменьшаются. На третьей стадии (0.8<е<1.8) сформировавшаяся микрополосовая структура с геометрически необходимыми границами качественно не изменяется, ширина микрополос уменьшается и, соответственно, уменьшаются размеры рекристаллизованных зёрен/субзёрен до микро- и субмикрокристаллического масштабов, а их форма приближается к квазиравноосной. На

второй и третьей стадиях измельчение зёренно-субзёренной структуры происходит по механизму непрерывной динамической рекристаллизации.

3. Разработан алгоритм, позволяющий оценивать по экспериментальной зависимости среднего размера зёрен/субзёрен от степени деформации величину критической деформации е^р, выше которой развивается непрерывная динамическая рекристаллизация. Показано, что для ряда металлов и сплавов, в которых при деформировании в различных условиях реализуется эволюция зёренно-субзёренной структуры по данному механизму, <?кр составляет от 0.2 до 0.6. При тёплом аЬс-прессовании и тёплой прокатке двойных сплавов на основе ГП№ с 50.2 и 50.8 ат.% № равны 1.40 и 0.20, соответственно. Предложено называть большими те деформации, величина которых превосходит

4. Показано, что в образцах никелида титана после тёплого аЬс-прессования при 873-573К и в образцах двойного сплава с 50.8 ат.% № после тёплой изотермической прокатки при 723К при охлаждении реализуется последовательность мартенситных превращений В2—» Л—► В19'. Температуры этих превращений в никелиде титана понижаются на 15-20 градусов при понижении температуры аЬс-прессования от 723К до 573К, что обусловлено упрочнением сплава, и не изменяются при изотермической прокатке двойного сплава с 50.8 ат.% N1 при величине деформации от 0.2 до 1.8, что обусловлено процессами динамического возврата и непрерывной динамической рекристаллизации при 723К. Превращения при нагреве в прокатанных образцах сплава с 50.8 ат.% N1 происходят в обратной последовательности (В 19'—>Я—>В2), а их температуры также не зависят от величины деформации. В образцах никелида титана после аЬс-прессования мартенситная фаза В19' при нагреве превращается непосредственно в В2 фазу и температура этого превращения слабо понижается при увеличении деформации.

5. Показано, что в результате тёплого аЬс-прессования никелида титана предел прочности при растяжении ов повышается, а пластичность (удлинение до разрушения) уменьшается, но остается на уровне не менее 25%. При этом в никелиде титана максимальные значения ав, равные 1550 МПа и 1770 МПа, достигаются в образцах как с крупнозернистой, так и ультрамелкозернистой структурой при условии, что образцы перед началом испытаний находятся, соответственно, либо в мартенситном состоянии (фаза В19'), либо в предпереходной области температур, когда в процессе растяжения образца генерируется деформационная мартенситная фаза В19'. Предел прочности таких же образцов никелида титана в 1,5-2 раза ниже, если образцы перед началом испытаний имеют кристаллическую структуру В2 фазы при температурах, когда при растяжении не происходит генерации деформационной мартенситной фазы В19', то есть при Т > Мл.

6. Обнаружено, что при тёплой изотермической прокатке сплава с 50.8 ат.% № максимум предела прочности (ав = 1370 МПа) достигается после прокатки с е=0.07, а в образцах со степенью деформации е>0.2 св уменьшается вследствие развития непрерывной динамической рекристаллизации, но даже при е=0.8 остается на 10% выше, чем ав исходных крупнозернистых образцов. Пластичность (удлинение до разрушения) образцов, прокатанных с е<0.4, уменьшается до 25 %, а при увеличении е до 0.8 возрастает до 36%.

7. Установлено, что переход от крупнозернистой к ультрамелкозернистой структуре никелида титана в результате тёплого аЬс-прессования приводит к уменьшению величины обратимой неупругой мартенситной деформации в циклах охлаждения-нагрева при фиксированных внешних напряжениях до 300 МПа, но оставляет её на высоком уровне (8%), достаточном для практического применения.

8. Впервые показано, что независимо от средних размеров зёрен/субзёрен в образцах сплава с 50.8 ат.% N1 в циклах изотермического нагружения и разгрузки этих образцов в процессе кручения при 295К и последующего их нагрева в разгруженном состоянии

суммарная величина возвращаемой неупругой деформации, вследствие проявления эффектов сверхэластичности и памяти формы, изменяется по кривой с максимумом. При этом в интервале yMJ<12%, в котором пластическая деформация мала (0.2-0.6 %), в исходных образцах и прокатанных с е=0.07 доминирует эффект сверхэластичности, а в образцах, прокатанных с е от 0.2 до 1.8, - эффект памяти формы. Изменение соотношения величин этих эффектов обусловлено повышением температуры начала формирования моноклинной мартенситной фазы В19' при охлаждении и температур её обратного превращения при нагреве с увеличением заданной при прокатке деформации.

9. Установлено, что независимо от средних размеров зёрен/субзёрен в образцах сплава с 50.8 ат.% Ni в циклах изотермического нагружения и разгрузки этих образцов в процессе кручения при 295К и последующего их нагрева в разгруженном состоянии максимальная величина суммарной возвращаемой неупругой деформации, вследствие проявления эффектов сверхэластичности и памяти формы, достигается при заданной деформации от 24 до 40 %, включающей 8-20 % пластической деформации, и составляет 16-19 %, что значительно превосходит кристаллографической ресурс мартенситной неупругой деформации в двойных сплавах на основе TiNi равный ~10.5%.

Основные публикации по теме диссертации

В журналах, входящих в перечень рецензируемых научных журналов и изданий:

1. Лотков А.И., Гришков В.Н., Дударев Е.Ф., Коваль Ю.Н., Гирсова Н.В., Кашин O.A., Табаченко А.Н., Фирстов Г.С., Тимкин В.Н., Жапова Д.Ю. Ультрамелкозернистая структура и мартенситные превращения в никелиде титана после теплого abc-прессования // Перспективные материалы. - 2011. - №3. - С.98-107.

2. Лотков А.И., Кашин O.A., Гришков В.Н., Курковский К.В., Жапова Д.Ю., Смоляжен-ко Ю.В. Влияние теплой прокатки на закономерности деформации и разрушения при растяжении сплава на основе никелида титана // Перспективные материалы. — 2011. — Спецвыпуск №13. - С.401-409.

3. Лотков А.И., Гришков В.Н., Кашин O.A., Батурин A.A., Жапова Д.Ю., Гирсова Н.В., Тимкин В.Н., Круковский К.В., Братчиков А.Д. Формирование ультрамелкозернистой структуры никелида титана при ступенчатом понижении температуры теплой многопроходной прокатки // Перспективные материалы. - 2011. - Спецвыпуск №13.

- С.931-938.

В зарубежном издании:

4. Лотков А.И., Коваль Ю.Н., Гришков В.Н., Дударев Е.Ф., Фирсов Г.С., Гирсова Н.В., Жапова Д.Ю. Ультрамелкозернистая структура и фазовый состав никелида титана после тёплого аЬс-прессования // Электронная микроскопия и прочность материалов.

- 2009. - Вып. 16. - С. 154-163.

В других изданиях:

5. Лотков А.И., Гришков В.Н., Дударев Е.Ф., Табаченко А.Н., Бакач Г.П., Гирсова Н.В., Батурин A.A., Жапова Д.Ю. Микроструктура и механические свойства ультрамелкозернистого никелида титана, полученного при теплом аЬс-прессовании // Третья всероссийская конференция по наноматериалам НАНО 2009. Тезисы докладов. Екатеринбург 20-24 апреля 2009 г. - Екатеринбург: Уральское изд-во, 2009. С. 430.

6. Лотков А.И., Гришков В.Н., Коваль Ю. Н., Батурин A.A., Копылов В.И., Фирстов Г.С., Гирсова Н.В., Жапова Д.Ю. Роль локализации деформации при формировании ультрамелкозернистой структуры в сплавах методами интенсивной пластической деформации // Актуальные проблемы прочности: тезисы докладов 49 Международной конференции, 14-18 июня 2010 г. Киев, Украина. - Киев: Институт проблем материаловедения, 2010. С.142.

7. Лотков А.И., Коваль Ю.Н., Гришков В.Н., Батурин А.А., Фирстов Г.С., Кашин О.А., Гирсова Н.В., Братчиков А.Д., Круковский К.В., Тимкин В.Н., Жапова Д.Ю, Эволюция зеренной структуры сплавов на основе TiNi при многопроходной теплой прокатке в ручьевых вальцах / Тезисы II Междунар. науч. конф. «Наноструктурные мате-риалы-2010: Беларусь-Россия-Украина» (Киев, 19-22 окт. 2010 г.) / редкол.: А.П.Шпак [и др.]. С.334.

8. Лотков А.И., Гришков В.Н., Батурин А.А., Гирсова Н.В., Жапова Д.Ю. Механизмы измельчения зёренной структуры сплавов на основе никелида титана на ранних стадиях ИПД / сб. тезисов Междунар. конф. ФППК-2010. (16-19 ноября 2010 г., Черноголовка). С. 182-183.

9. Lotkov A.I., Grishkov V.N., Baturin А.А., Girsova N.V., Zhapova D.Y. The grain refinement, superelasticity and shape memory in TiNi based alloys // Book of abstract The Third International Symposium "Bulk nanostructured materials: from fundamentals to innovations". "BNM-2011". (August 23-26, 2011; Ufa, Russia). C.104-105.

10. Лотков А.И., Гришков B.H., Батурин А.А., Жапова Д.Ю., Гирсова H.B., Тимкин В.Н.. Влияние рекристаллизационных процессов на измельчение зерна в сплавах на основе TiNi при тёплой многопроходной пластической деформации // Сборник материалов IV международной конференции «Деформация и разрушение материалов и нанома-териалов». DFMN - 2011. Москва. 25-28 октября 2011. - М.: ИМЕТ РАН, 2011, -С.188-190.

И. Лотков А.И., Гришков В.Н., Дударев Е.Ф., Бакач Г.П., Табаченко А.Н., Жапова Д.Ю., Тимкин В.Н.. Влияние мегапластической деформации методом аЬс-прессования на механические свойства никелида титана // Сборник материалов Четвертой международной конференции «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов». DFMN - 2011. Москва. 25-28 октября 2011. - М.: ИМЕТ РАН, 2011, - С.190-192.

12. Лотков А.И., Коваль Ю.Н., Гришков В.Н., Батурин А.А., Фирстов Г.С., Кашин О.А., Гирсова Н.В., Круковский К.В., Тимкин В.Н., Жапова Д.Ю. Иерархия стадий формирования мультимодальной зёренной структуры никелида титана при тёплой изотермической многопроходной прокатке / Тезисы докладов Международной конференции «Иерахически организованные системы живой и неживой природы». (9-13 сентября 2013 г., Томск). - Томск: ИФПМ СО РАН, 2013. С.236-237.

13. Лотков А.И., Гришков В.Н., Жапова Д.Ю., Тимкин В.Н. Влияние измельчения зёренной структуры никелида титана при тёплой изотермической прокатке в ручьевых вальцах на температуры мартенситных превращений и неупругие свойства / Тезисы докладов Международной конференции «Иерахически организованные системы живой и неживой природы». (9-13 сентября 2013 г., Томск). - Томск: ИФПМ СО РАН, 2013. С.246-247.

Список цитируемой литературы:

1. Hallberg Н., Wallin М., Ristinmaa М. Modeling of continuous dynamic recrystallization

in commercial-purity aluminum // Mater. Sci. and Eng. A. 2010. V.A527. P.P.I 126-1134.

2. Cabibbo M., Evangelista E., Latini V. Thermal stability study of two aluminum alloys

processed with equal channel angular pressing. // J. Mater. Sci. 2004. V.39. P.P.5659-5657.

3. Ильин А.А. Механизм и кинетика фазовых и структурных превращений в титановых сплавах. -М.: Наука, 1994. 304 с.

Подписано к печати 18.11.2013. Формат 60x84/16. Бумага «Снегурочка». Печать XEROX. Усл. печ. л. 1,05. Уч.-изд. л. 0,95.

Заказ 1281-13.Тираж 100 экз. _

ИЗДАТЕЛЬСТВО ** ТПУ. 634050, г. Томск, пр. Ленина, 30 Тел./факс: 8(3822)56-35-35, www.tpu.ru

ФЕДЕРАЛЬНОЕ ЕОСУДАРСТВЕННОЕ БЮДЖЕТНОЕ УЧРЕЖДЕНИЕ НАУКИ ИНСТИТУТ ФИЗИКИ ПРОЧНОСТИ И МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЯ СИБИРСКОЕО ОТДЕЛЕНИЯ РОССИЙСКОЙ АКАДЕМИИ НАУК

04201453 805~

ЖАПОВА Доржима Юрьевна

ЭВОЛЮЦИЯ МИКРОСТРУКТУРЫ И ЕЁ ВЛИЯНИЕ ИА МАРТЕНСИТНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И НЕУПРУГИЕ СВОЙСТВА ДВОЙНЫХ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ НИКЕЛИДА ТИТАНА ПРИ ТЁПЛОЙ ДЕФОРМАЦИИ

Специальность:

01.04.07 - Физика конденсированного состояния.

Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Научный руководитель -кандидат физико-математических наук,

доцент Гришков В.Н.

Научный консультант -доктор физико-математических наук, профессор Лотков А.И.

На правах рукописи

Томск 2013

ОГЛАВЛЕНИЕ

Введение.......................................................................................5

1. Литературный обзор....................................................................18

1.1. Мартенситные превращения и неупругие эффекты в сплавах на основе никелида титана..................................................................................18

1.1.1. Высокотемпературное структурно-фазовое состояние сплавов системы Тл-№ вблизи эквиатомного состава..................................18

1.1.2. Влияние изменения структурно-фазового состояния двойных сплавов на основе ИМ на мартенситные превращения...................20

1.1.3. Эффекты памяти формы и сверхэластичности сплавов на основе Т1№....................................................................................29

1.1.4. Влияние деформации на последовательность и температуры мартенситных превращений, неупругие эффекты в и сплавах на его основе.................................................................................33

1.2. Формирование ультрамелкозернистой структуры металлов и сплавов при воздействии большими пластическими деформациями.................39

1.2.1. Современные представления о закономерностях и механизмах формирования субмикрокристаллической и нанокристаллической структуры металлов и сплавов при больших пластических деформациях.........................................................................39

1.2.2. Влияние размера зерна на механические свойства металлов и сплавов................................................................................50

1.3. Ультрамелкозернистые сплавы на основе никелида титана............52

1.3.1. Эволюция зёрен ной структуры сплавов на основе никелида титана при большой пластической деформации..............................53

1.3.2. Влияние размерного фактора на термоупругие мартенситные превращения в сплавах на основе никелида титана.........................58

1.3.3. Механические и неупругие свойства сплавов на основе никелида титана в ультрамелкозернистом состоянии....................................61

2. Постановка задачи, материалы и методы исследований........................67

2.1. Постановка задачи...............................................................67

2.2. Материалы и методы исследований..........................................69

2.2.1. Материалы исследований.................................................69

2.2.2. Методы исследований......................................................75

3. Эволюция микроструктуры сплавов на основе никелида титана при «тёплом» деформировании...............................................................87

3.1. Эволюция микроструктуры образцов сплава Ti49.8Ni5o.2(aT.%) при деформировании методом аЬс-прессования.....................................87

3.2. Эволюция микроструктуры образцов сплава Ti49 2№50.8(ат.%) при многопроходной прокатке в ручьевых вальцах...............................118

3.2.1. Эволюция микроструктуры образцов сплава Ti49 2Ni5o.8(aT.%) при изотермической многопроходной прокатке в ручьевых вальцах.......121

3.2.2. Эволюция микроструктуры образцов сплава Ti492Ni50.8(aT.%) при многопроходной прокатке в ручьевых вальцах со ступенчатым понижением температуры деформирования................................159

4. Изменение последовательности и температур мартенситных превращений в образцах сплавов на основе никелида титана в зависимости от величины заданной истинной деформации методами аЬс-прессования и многопроходной прокатки..............................................................181

4.1. Зависимость последовательности и температур мартенситных превращений от заданной методом аЬс-прессования величины пластической деформации образцов сплава i49 8Ni50.2(aT.%).................181

4.2. Изменение температур и последовательности мартенситных превращений при заданной методом многопроходной изотермической прокатки в ручьевых вальцах пластической деформации....................189

5. Изменение механических свойств и неупругих эффектов образцов сплавов на основе никелида титана при тёплой пластической деформации методами аЬс-прессования и многопроходной прокатки в ручьевых вальцах............194

5.1. Механические свойства и неупругие эффекты образцов сплава

Т149 8№5о.2(ат.%) после аЬс-прессования..........................................194

5.1.1. Влияние аЬс-прессования на прочностные и пластические свойства сплава Тл49 8№5о.2(ат.%)...............................................195

5.1.2. Зависимость проявления эффекта памяти формы в образцах сплава Тл49 81\П50.2(ат.%) от величины заданной деформации при аЬс-прессовании ................................................................202

5.2. Механические и неупругие свойства в образцов сплава Тл49 2]\П50.8(ат.%) в зависимости от заданной деформации при многопроходной изотермической тёплой прокатке в ручьевых вальцах......................218

5.2.1. Изменение прочностных и пластических свойств образцов сплава Тц9.2М150.8(ат.%) в зависимости от заданной деформации при прокатке в ручьевых вальцах...................................................................220

5.2.2. Влияние заданной деформации при тёплой прокатке в ручьевых вальцах на неупругие свойства образцов сплава Т149 21\П5о8(ат.%).....223

Выводы по работе.........................................................................253

Список литературы.......................................................................257

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность темы диссертации. Одной из важных задач физики конденсированного состояния и физического материаловедения является установление закономерностей и особенностей эволюции, механизмов формирования микроструктуры металлов и сплавов, изменение их свойств при накоплении больших пластических деформаций. Существенный вклад в исследование и понимание физической природы механизмов изменения зёренной структуры образцов металлов и сплавов при накоплении больших пластических деформаций был сделан Коневой H.A. [1-13], Козловым Э.В. [1-14], Рыбиным В.В. [15, 16], Сегалом В.М. [17, 18], Валиевым Р.З. [19-25], Глезером A.M. [26, 27], Добаткиным C.B. [28-31], Тюменцевым А.Н. [32-35], Кайбышевым O.A. [36, 37], Gleiter H. [38], Hughes D.A. [39-42], Hansen N. [39-41], Романовым А.Е. [19, 42]. Решение этой задачи позволит направленно разрабатывать технологии создания объёмных материалов с заранее заданными зёренной структурой и, соответственно, механическими характеристиками. В настоящее время тенденция к миниатюризации изделий и конструкций требует развития новых технологий для создания материалов с повышенными прочностными свойствами при удовлетворительной пластичности. В частности, повышение прочностных свойств сплавов с памятью формы даст возможность расширить область их применения, в том числе за счет миниатюризации и снижения материалоёмкости конечных изделий. Сплавы, которые проявляют эффекты памяти формы (ЭПФ) и сверхэластичности, относятся к классу интеллектуальных материалов функционального назначения, и некоторые из них находят все более широкое применение в технике и медицине [44-52]. Эффекты памяти формы и сверхэластичности наиболее ярко наблюдаются в сплавах, которые испытывают термоупругие мартенситные превращения (МП) [53-71]. Из большого класса сплавов с памятью формы наиболее применяемыми в технике и медицине являются сплавы на основе никелида титана (TiNi) [44-

52]. Это обусловлено уникальным набором их физико-механических свойств: высокой прочностью и пластичностью, коррозионной стойкостью в различных агрессивных средах, биологической и биомехнической совместимостью с живыми организмами [44-47, 56-62, 65-70, 72-76].

Степень разработанности темы диссертации. Первые исследования сплавов с памятью формы с точки зрения «физического материаловедения, опирающегося на фундаментальные законы строения и поведения твердых тел» («Академик Георгий Вячеславович Курдюмов: Страницы жизни. Воспонимания. Итоги» под ред. Осипьян Ю.А. М.: Наука, 2004. С.5) были проведены в начале 30-х годов XX века Курдюмовым Г.В. [77]. В 1948г. советскими учеными Курдюмовым Г.В. и Хандросом Л.Г. было обнаружено явление термоупругого роста мартенситных пластин при понижении температуры образцов сплавов системы Cu-Al, Cu-Zn и Cu-Sn [53, 54, 64].

В 1961 году Buehler W.J. и Wiley R.C. обнаружили ЭПФ в никелиде титана [78, 79]. Характеристики, особенности и свойства никелида титана и сплавов на его основе стали объектом исследований больших групп учёных по всему миру, среди которых группы под руководством Otsuka К. (Япония) [45, 76, 80-82], Wayman С.М. (США) [81-84], Wang F.E. (США) [56, 57, 85, 86], в России и странах СНГ - Лихачёва В.А. (Санкт-Петербург) [68, 69, 87], Хачина В.Н (Томск) [58-62, 67, 72-75], Лоткова А.И. (Томск) [65, 75, 88-118], Удовенко В.А. (Москва) [89, 119, 120], Хандроса Л.Г. (Киев) [121, 122], Коваля Ю.Н. (Киев) [123], Прокошкина С.Д. (Москва) [124-127], Путина В.Г. (Екатеринбург) [73-75, 96, 97, 118, 123, 128-134], Чумлякова Ю.И. (Томск) [135-142], Зельдовича В.И. (Екатеринбург) [143-147].

Исследования эволюции микроструктуры образцов сплавов на основе TiNi при накоплении больших пластических деформаций были проведены в группах учёных под руководством Прокошкина С.Д. [124-127, 148-156], Путина В.Г. [149, 157-161], Дударева Е.Ф. [157, 162-166], Лоткова А.И. [157, 162-165, 167, 168], Karaman I. [169, 170], Глезера A.M. [156, 171] и Столярова

В.В. [148-150, 152-154]. В силу особенностей постановки задач исследований в большинстве работ, посвященных формированию ультрамелкозернистой структуры сплавов на основе TiNi, обсуждаются в первую очередь проблемы наиболее эффективного максимально возможного уменьшения среднего размера зёрен - <d>, так как с уменьшением среднего размера зёрен до 200 нм прочностные свойства могут увеличиваться почти в 2 раза относительно исходного крупнозернистого состояния [149, 154, 155, 157-160, 172-176]. Однако при таком подходе упускается возможность изучения закономерностей изменения зёренно-субзёренной структуры образцов и механизмов формирования микроструктуры при последовательном увеличении деформации.

К настоящему времени сравнительно хорошо изучены закономерности и механизмы формирования микроструктуры образцов сплавов на основе TiNi при «холодном» (гомологическая температура ниже 0.3) деформировании, когда вследствие низкой диффузионной подвижности дефектов кристаллического строения при накоплении больших пластических деформаций в образцах происходит фрагментация (в том числе в результате двойникования) зёренной структуры и аморфизация [148, 150, 151, 154-156, 159-161, 163, 177-187]. Значительно менее исследована эволюция зёренной структуры сплавов на основе TiNi в процессе «горячей» деформации (гомологическая температура выше 0.5). В [124, 188, 189] показано, что при «горячем» деформировании доминирующими механизмами формирования зёренно-субзёренной структуры тройного сплава Ti5oNi47Fe3(aT.%) и двойного сплава Ti45Ni55(aT.%) являются динамическая полигонизация и динамическая рекристаллизация. В [188, 189] сделан вывод о том, что в процессе деформирования сжатием при 1 173-1323К развивается динамическая рекристаллизация по механизму формирования «ожерелий» из рекристаллизованных зёрен («necklaces structure») с последовательным расширением зоны рекристаллизации от границ во внутренние объём

исходных зёрен. Вместе с тем, после горячей деформации сжатием, несмотря на заметное уменьшение размеров рекристаллизованных зёрен по сравнению с исходными, структура образцов остается крупнозернистой.

Эффективное измельчение зёрен в сплавах на основе TiNi реализуется в процессе «тёплого» деформирования (0.3ТШ| <Т<0.5Т|Ш, где Тмл. -температура плавления) [149, 152-154, 157, 158, 164-167, 169, 170, 176, 190], но исследования закономерностей и механизмов формирования ультрамелкозернистых структур в интервале температур тёплой деформации немногочисленны. Наиболее известными являются исследования эволюции структуры от крупнозернистой до субмикрокристаллической в массивных образцах двойных сплавов на основе TiNi в процессе тёплого (723К) равноканально-углового прессования. Формирование ультрамелкозернистой структуры при этом связывают с развитием непрерывной динамической рекристаллизации [169, 170]. Вместе с тем, большая величина заданной деформации в каждом цикле прессования (истинная деформация е ранва 0.8-Ю.9) обусловливает сильное измельчение зёрен уже после первого прохода равноканально-углового прессования, что не позволяет изучать начальные стадии эволюции зёренной структуры образцов при воздействии малых (меньше е=0.8) деформаций. Таким образом, проведение систематических исследований закономерностей и механизмов структурообразования в процессе тёплой деформации сплавов на основе TiNi является актуальной задачей для последующей разработки технологий получения объёмных полуфабрикатов с регулируемой ультрамелкозернистой

г"гг*л/WTvnO™

Кроме того, в предшествующий период недостаточно уделялось внимания исследованиям изменения фазового состава, температур МП, механических и неупругих (ЭПФ и сверхэластичность) свойств сплавов на основе TiNi после задания образцам больших пластических деформаций при О.ЗТпл <Т<0.5Т||Л. Необходимость более подробного изучения влияния тёплой

деформации на фазовый состав, температуры МП, механические и неупругие свойства сплавов на основе Т1№ обусловлена ещё и тем, что в образцах с рекристаллизованной из аморфного состояния зёренной структурой при величине среднего размера зёрен меньше 100 нм наблюдается понижение температур МП, приводящее к уменьшению неупругих свойств, а при величине среднего размера зёрен меньше 30 нм происходит понижение температур МП в фазу В19' ниже 103К [160, 191, 192]. Исследования температур МП в сплавах на основе Т11\П после «тёплого» деформирования без последующих отжигов (как рекристаллизационных, так и для снятия внутренних напряжений) немногочисленны [164, 165, 193, 194]; и их недостаточно для того, чтобы сделать обобщения и выводы о влиянии тёплой деформации на последовательность и температуры МП, и, соответственно, на ЭПФ и сверхэластичность. Вследствие вышеперечисленных особенностей постановки исследований не представляется возможным провести анализ процесса измельчения микроструктуры и, соответственно, управление зёренной структурой и свойствами образцов сплавов на основе Т1№.

Цель данной работы - исследовать закономерности и механизмы формирования микроструктуры, изменения последовательности и температур МП, механических свойств и неупругих эффектов в двойных сплавах на основе Т11М1 при «тёплом» деформировании до больших пластических деформаций методами аЬс-прессования и прокатки в ручьевых вальцах.

Для достижения цели исследования в работе были поставлены следующие научные задачи:

1. Исследовать закономерности изменения микроструктуры образцов двойных сплавов на основе "ПЬП при «тёплом» деформировании методами аЬс-прессования и прокатки в ручьевых вальцах в зависимости от величины заданной истинной деформации.

2. Исследовать возможный механизм изменения микроструктуры двойных сплавов на основе TiNi при их тёплой деформации методами abc-прессования и прокатки в ручьевых вальцах.

3. Изучить изменение последовательности и температур мартенситных превращений в зависимости от величины истинной деформации, заданной при «тёплом» деформировании образцов двойных сплавов на основе TiNi.

4. Исследовать влияние тёплой деформации образцов двойных сплавов на основе TiNi на предел прочности и удлинение до разрушения в испытаниях на растяжение и неупругих свойств при испытаниях на кручение.

Научная новизна работы заключается в следующем:

1. Экспериментально установлено три стадии перехода от крупнозернистой к ультрамелкозернистой (субмикрокристаллической и нанокристаллической) структуре образцов сплава Ti49 2Ni50 8(aT.%) при тёплой прокатке в ручьевых вальцах.

2. Показано, что критическая величина истинной деформации при которой начинается непрерывная динамическая рекристаллизация в двойных сплавах на основе TiNi в процессе тёплой деформации равна 1.4 при многоцикловой ковке с переменой оси деформирования и 0.2 при многопроходной прокатке в ручьевых вальцах. В работе предложено называть большими пластическими деформациями те, которые превышают данную критическую величину деформации, характерную для каждого термодеформационного процесса.

3. Экспериментально обнаружено увеличение в 1.5 раза предела прочности в образцах сплава Ti49 8Ni50 2(ат.%) в результате формирования мелкозернистой и ультрамелкозернистой структуры методом тёплого abc-прессования. При этом обнаружено, что наиболее высокое значение предела прочности, равное 1770 МПа, наблюдается при растяжении образцов в

и

предмартенситном состоянии, а в состоянии мартенситной фазы В19' предел прочности снижается на 250 МПа.

4. В интервале температур тёплой деформации методами ковки с переменой оси деформирования и многопроходной прокатки в ручьевых вальцах измельчение исходной крупнозернистой структуры двойных сплавов на основе никелида титана вплоть до микро-