Физика металлов и металловедение, 2019, T. 120, № 10, стр. 1096-1100

ВВЕДЕНИЕ

В настоящее время в Российской Федерации наблюдается бурное развитие атомной энергетики. При этом создаются новые реакторные установки на быстрых нейтронах [1].

Учитывая сложность и опасность реакторных установок, последние должны оснащаться дополнительными устройствами безопасности, в том числе основанными на применении сплавов с высокотемпературной памятью формы (СВПФ). Ранее в [1] мы изучили свойства СВПФ Ti₅₀Pd₄₀Ni₁₀ (ат. %) на образцах, вырезанных из полосы толщиной 2.04 мм. Однако для изготовления термочувствительных элементов устройств безопасности в ряде случаев необходимы более массивные заготовки. Поэтому в данной работе приводятся результаты исследования температур фазовых превращений, характеристик механических и термомеханических свойств сплава Ti₅₀Pd₄₀Ni₁₀ (ат. %), полученные на образцах, вырезанных из прутка диаметром 5.86 мм в исходном отожженном состоянии.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА

Исследования проводили на СВПФ состава 33.1Ti–58.8Pd–8.1Ni, мас. доля по шихте, % или Ti₅₀Pd₄₀Ni₁₀, в ат. %, поставленном в виде двух частей, маркированных обозначениями L1 и L2, одного прутка (далее по тексту – пруток L), отожженного (до 1000°С) изготовителем (далее по тексту – в отожженном состоянии).

Для измерения температур мартенситных превращений (МП) и температуры плавления сплава использовали термоанализатор “SETARAM” (Франция) в режиме дифференциально-термического анализа (ДТА). Образцы для ДТА имели вид параллелепипеда с размерами 2.5 × 2.5 × 4.0 мм. Механические свойства сплава исследовали на образцах цилиндрической формы с резьбовыми головками М4 на универсальной испытательной машине UTS-100К (Германия). Общая длина образца составляла 26 мм, длина и диаметр рабочей части – 13 и 2 мм соответственно. Наведение деформации для определения термомеханических свойств осуществляли на этой же машине с помощью специально разработанного приспособления.

Нагрев образцов производили с использованием трубчатой печи VST 12/200. Исследование термомеханических характеристик (ТМХ) при проявлении эффекта памяти формы (ЭПФ) проводили с помощью разработанного стенда Р1288. Более подробно методики исследований описаны в [1, 2]. Статистическую обработку полученных значений исследованных характеристик проводили на персональном компьютере с помощью программного статистического пакета STADIA и критериев, приведенных в [3–5].

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

1. Определение температур фазовых превращений сплава Ti₅₀Pd₄₀Ni₁₀ в состоянии поставки методом дифференциального термического анализа. Исследуемый образец сплава сначала нагревался со скоростью 20°С/мин от температуры окружающей среды, равной 20–25°С, до 800°С, а затем охлаждался со скоростью 10°С/мин от 800°С до температуры 70–80°С. Полученные термограммы мартенситно-аустенитных фазовых превращений в сплаве Ti₅₀Pd₄₀Ni₁₀ (пруток L) подобны результатам, полученным нами для полосы [1].

По термограммам определяли температуру начала A_s и окончания A_f МП, протекающего в сплаве при нагревании. Аналогичным образом находили температуры начала M_s и окончания M_f прямого МП, протекающего в сплаве при охлаждении [1]. Значения температур МП A_s, A_f, M_s, M_f, их интервалы |A_s–А_f| и |М_s–М_f|, гистерезис температур фазового превращения (A_s–M_f), а также результаты их статистической обработки с учетом инструментальной погрешности ±0.5°С представлены в табл. 1.

Из табл. 1 видно, что разброс значений температур A_s, A_f, M_f очень мал (К_вар < 1%); обратное МП при нагревании и прямое МП при охлаждении в сплаве осуществляются в достаточно узких интервалах температур: |A_s–А_f| = 36.0°С, |М_s–М_f| = = 23.0°С; гистерезис температур фазового превращения составляет (A_s–M_f) = 35.5°С. Разница температур по сравнению с данными, полученными для полосы [1], не превышает 3%.

Нагревание образца до температуры 1400°С показало, что он плавится при температуре 1116.7°С. Температура кристаллизации Т_кр, определенная по экзотермическому пику на ДТА-кривой при последующем охлаждении сплава от температуры 1400°С до температуры ~70°С, равна 1306.5°С. Отметим, что температуры плавления и кристаллизации, определенные на образцах, изготовленных из прутка, отличаются не более, чем на 2% от соответствующих характеристик образцов, изготовленных из полосы [1].

2. Исследование механических свойств. Испытания на растяжение проводили при температурах Т = 23°С и 170–175°С со скоростью деформации $\dot {\varepsilon }$ ≈ 1.2 × 10^–3 с^–1. В результате испытаний сплава получали диаграммы растяжения в координатах “напряжение σ–деформация ε”. По данным диаграммам определяли фазовый предел текучести σ_ф, предел прочности σ_в, максимальную деформацию образца перед разрывом (под нагрузкой) $\varepsilon _{{\text{о}}}^{{{\text{max}}}},$ соответствующую напряжению предела прочности.

Относительное остаточное удлинение δ_ост определяли при комнатной температуре. Предел текучести σ_т, обусловленный дислокационным пластическим течением, определить не удалось в связи с отсутствием на диаграммах второго участка упругого деформирования. Диаграммы растяжения приведены на рис. 1.

Рис. 1.

Диаграммы растяжения в координатах (σ–ε) образцов сплава Ti₅₀Pd₄₀Ni₁₀ (пруток L) в отожженном состоянии, полученные по результатам испытаний на растяжение при различных температурах Т со скоростью деформации $\dot {\varepsilon }$ ≈ 1.2 × 10^–3 с^–1. Номер кривой соответствует номеру образца (табл. 2). 1 – Т = = 23°С; 2 – Т = 170–175°С.

Значения основных механических характеристик, округленные с учетом инструментальных погрешностей, представлены в табл. 2. Выявлено (см. табл. 2), что при увеличении температуры испытания от 23°С до 170–175°С пластические свойства ($\varepsilon _{{\text{о}}}^{{{\text{max}}}},$ δ_ост) сплава Ti₅₀Pd₄₀Ni₁₀ (пруток L) в отожженном состоянии увеличились в 1.2 раза, что важно для наведения деформации образцам данного сплава с целью определения его термомеханических характеристик. При этом фазовый предел текучести σ_ф практически не изменился (увеличился на 10 МПа – в пределах инструментальной погрешности), а предел прочности σ_в уменьшился на 90 МПа. Необходимо отметить, что по причине ограниченного количества материала для механических испытаний на растяжение при каждой температуре использовали только по одному образцу. Сравнение с данными, полученными для полосы [1], показывает, что для прутка σ_ф меньше на 6%, σ_в – на 17%, а δ_ост – в 1.5 раза. Это отличие (особенно для δ_ост) возможно связано с проявлением масштабного фактора статистической или энергетической природы [6, 7], поскольку в [1] исследования проводились на образцах М2 × 13 мм, а в настоящей работе – на образцах М4 × 26 мм. Кроме того, при проведении анализа локального фазового состава в структуре образцов, изготовленных из прутка L сплава, обнаружены включения нитрида титана, который в образцах, вырезанных из полосы [1], отсутствовал. Поэтому можно предположить, что и по этой причине, характеристики пластичности, у образцов, изготовленных из прутка, оказались значительно ниже, чем у образцов, изготовленных из полосы [1].

3. Исследование термомеханических свойств. На испытательной машине UTS-100K при температурах Т_Д = 23°С и Т_Д = 170–175°С образцам сплава наводили деформацию растяжением со скоростью $\dot {\varepsilon }$ ≈ 1.2 × 10^–3 с^–1 при различной заданной общей деформации ε_о = 9 и 11%.

Нагрев образцов проводили со скоростью 7°С/мин. По полученным диаграммам растяжения определяли величину наведенной растяжением деформации ε_р (остаточной деформации после разгрузки). После наведения деформации проводили нагрев образцов до максимально возможной температуры Т = 500°С (соответствующей ожиданию стабильного окончания проявления ЭПФ) со средней скоростью нагрева 10°С/мин. При нагреве образцы укорачивались – наблюдалось проявление ЭПФ. При охлаждении проявление эффекта обратимой памяти формы не обнаружено. По полученным диаграммам формовосстановления образцов определяли характеристические температуры $А_{{{\text{s ЭПФ}}}}^{{\text{н}}},$ $А_{{{\text{f ЭПФ}}}}^{{\text{к}}},$ соответственно, на начальной и конечной стадиях всего этапа формовосстановления при проявлении ЭПФ (характеризуют весь диапазон формовосстановления). Методом касательных определяли характеристические температуры А_{s ЭПФ}, А_{f ЭПФ}, (характеризуют основное формовосстановление внутри диапазона температур $А_{{{\text{s ЭПФ}}}}^{{\text{н}}},$ $А_{{{\text{f ЭПФ}}}}^{{\text{к}}}$). Затем рассчитывали температурные интервалы $\left| {А_{{{\text{s ЭПФ}}}}^{{\text{н}}}} \right.$ – $\left. {А_{{{\text{f ЭПФ}}}}^{{\text{к}}}} \right|$, |А_sЭПФ – А_f ЭПФ|. По диаграммам также определяли величину термически обратимой деформации ε_ЭПФ при проявлении ЭПФ и степень восстановления формы η_ЭПФ [8]. Диаграммы формовосстановления в координатах “температура Т – деформация ε” образцов сплава при нагреве до Т = 460°С (при которой в данном случае значение ε_ЭПФ на графике становится постоянным) после наведения деформации растяжением при различных Т_Д и ε_о со скоростью деформации $\dot {\varepsilon }$ ≈ 1.2 × 10^–3 с^–1, полученные по результатам исследований на стенде Р1288, представлены на рис. 2.

Рис. 2.

Диаграммы формовосстановления образцов сплава при нагреве до Т = 460°С (стабильного окончания проявления ЭПФ) после предварительно наведенной деформации растяжением при различных Т_Д и ε_о со скоростью $\dot {\varepsilon }$ ≈ 1.2 × 10^–3 с^–1. 1 – Т_Д = 23°С, ε_о = 9%; 2 – Т_Д = 170–175°С, ε_о = 11%.

Значения основных ТМХ, полученные при проявлении ЭПФ в исследуемых образцах сплава и округленные с учетом инструментальных погрешностей для характеристических температур – (±1)°С, величин ε_р, ε_ЭПФ – (±0.1)%, степени η_ЭПФ – (±1)%, представлены в табл. 3. В результате проведенных экспериментов установлено (см. табл. 3), что бóльшие (но все равно маленькие) значения характеристик памяти формы ε_ЭПФ = 1.5% и η_ЭПФ = 21% получены для образца № 2 сплава Ti₅₀Pd₄₀Ni₁₀ (пруток L) при нагреве до Т = 460°С (стабильного окончания проявления ЭПФ) после предварительно наведенной деформации при температуре Т_Д = (170–175)°С, общей наводимой деформации ε_о = 11% со скоростью $\dot {\varepsilon }$ ≈ 1.2 × 10^–3 с^–1. При этом температуры обратного МП, характеризующие основное формовосстановление, составляют А_{s ЭПФ} = 418°С, А_{f ЭПФ} = 432°С, и это превращение происходит в узком интервале температур |А_s ЭПФ – А_f ЭПФ| = 14°С. Необходимо отметить, что по причине ограниченного количества материала для определения ТМХ при каждом условии (Т_Д и ε_о) использовали только по одному образцу. Сравнивая значения температур начала и конца аустенитного превращения ($А_{{{\text{s ЭПФ}}}}^{{\text{н}}},$ $А_{{{\text{f ЭПФ}}}}^{{\text{к}}}$), полученные деформационным методом [8] (см. табл. 3), с аналогичными температурами (A_s, A_f), полученными методом ДТА (см. табл. 1), отметим, что они увеличены не более чем на 5.5%. При сравнении с четырьмя температурами аустенитно-мартенситного превращения, полученными ранее в [9, 10] для сплава Ti₅₀Pd₄₀Ni₁₀ методом дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК), результатов, полученных нами методом ДТА (см. табл. 1), отличие не превышает 5%. Это неожиданно, поскольку технологии получения заготовок, способы термообработки, методы определения температур отличались. При этом заготовка в нашем случае была в виде прутка, а в [9] в виде листа толщиной 1 мм. Также хорошее совпадение наблюдается при сравнении температур превращения сплава Ti₅₀Pd₄₀Ni₁₀, полученных нами, с данными, приведенными в [11]. Для образцов, вырезанных из полосы в состоянии поставки, нами получены значения $А_{{{\text{s ЭПФ}}}}^{{\text{н}}}$ = 424°С, $А_{{{\text{f ЭПФ}}}}^{{\text{к}}}$ = 463°С, А_sЭПФ = 431°С, А_fЭПФ = 445°С, ε_ЭПФ = 1.6%_, η_ЭПФ = = 22% при условиях наведения деформации ε_р = = 7.3% и Т_Д = 380–370°С (эти данные в [1] не приводились). По сравнению с результатами, полученными для прутка при Т_Д = 170–175°С (см. табл. 3), они отличаются не больше, чем на 3–6%. Таким образом можно сделать вывод, что, несмотря на отличия в технологии изготовления, разные размеры использованных образцов и условия наведения деформации, термомеханические характеристики прутка и полосы близки.

Вместе с тем отметим, что величины ε_ЭПФ и η_ЭПФ, определенные нами на образцах, вырезанных из прутка, недостаточны для создания работоспособного устройства безопасности. Увеличение этих характеристик возможно за счет выбора оптимальных режимов термообработки и режимов наведения деформации исследуемым объектам.

ВЫВОДЫ

1. Проведены комплексные исследования свойств сплава Ti₅₀Pd₄₀Ni₁₀ с высокотемпературным эффектом памяти формы на образцах, изготовленных из прутка диаметром 5.86 мм в исходном отожженном состоянии. Получены сведения о температурах фазовых превращений, механических и термомеханических характеристиках сплавов.

2. Диапазон фазовых превращений находится в интервале от M_f = 363.5°С до A_f = 433.5°С. Это приемлемые величины для создания требуемого устройства безопасности.

3. Максимальные величины ε_ЭПФ и η_ЭПФ равны 1.5 и 21% соответственно. На данном этапе этого недостаточно для создания работоспособного устройства безопасности.

4. Термомеханические характеристики, установленные в данном исследовании, соизмеримы с данными, полученными нами на образцах, вырезанных из полосы толщиной 2.04 мм. Несмотря на невысокие значения термомеханических характеристик, полученные на первом этапе исследования, сплав Ti₅₀Pd₄₀Ni₁₀, из которого изготовлены как пруток, так и полоса, является перспективным материалом и, при получении оптимальных значений с помощью варьирования условий изготовления, режимов термообработки и наведения деформации, может применяться для создания рабочих элементов различных устройств безопасности применительно к объектам атомной энергетики.