Физика металлов и металловедение, 2019, T. 120, № 3, стр. 313-319

ВВЕДЕНИЕ

Для термомеханического соединения трубопроводов обычно использовали сплавы с памятью формы (СПФ) системы Ti–Ni–Fe [1, 2]. Однако муфты из таких сплавов необходимо дорновать, хранить и устанавливать при криогенных температурах. Поэтому для расширения мартенситного гистерезиса сплавов с памятью формы отечественные исследователи предложили использовать дополнительное легирование никелида титана ниобием [3–5]. Обширный список зарубежных работ по этой теме приведен в [6]. Позднее мы провели некоторые исследования СПФ системы Ti–Ni–Nb вначале в литом, а затем, по нашему предложению, и в прессованном состоянии [7–10]. Отметим, что ранее, например, в работах [5, 6, 11, 12], подробно исследовано влияние ряда факторов на свойства СПФ системы Ti–Ni–Nb. Однако комплексное исследование влияния различных условий наведения деформации на проявление эффекта памяти формы (ЭПФ) у сплава 45% Ti–45% Ni–10% Nb не проводилось. Поэтому цель данной работы заключалась в исследовании влияния температурно-скоростных условий наведения деформации на параметры фазовых превращений и термомеханические характеристики сплава 45% Ti–45% Ni–10% Nb в прессованном состоянии.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ

Исследования проводили на СПФ состава 45% Ti–45% Ni–10% Nb (ат. %) партии, обозначенной поставщиком как № 193-11-п, поставленном в виде прессованного прутка диаметром 25 мм. Для проведения исследований изготавливали образцы и шлифы. Описание образцов для проведения рентгено-структурных исследований приведено в [9], а для исследования термомеханических характеристик в [7]. Образцы подвергали отжигу по режиму: нагрев в вакуумной печи до температуры 850°С, выдержка 4 ч, последующее охлаждение вместе с печью. Затем образцам наводили деформацию растяжением при различных температурно-скоростных и деформационных условиях.

Определение фазового состава, параметров кристаллической решетки и субструктуры, а также исследование характеристик мартенситного превращения (МП) образцов сплава в исходном состоянии и после отжига, выполняли на дифрактометре, обладающем рентгеновским Cu Kα-излучением мощностью 18 кВт, согласно процедуре, описанной нами в [13]. Для определения термомеханических свойств на испытательной машине UTS-100K образцам наводили деформацию растяжением при различных условиях и регистрировали диаграммы наведения деформации растяжением в координатах (σ–ε). После наведения деформации исследуемые образцы устанавливали в термокамеру устройства Р1084 и производили нагрев образцов до температуры Т = 100°С с темпом нагрева 4°С/мин и их охлаждение до температуры Т = –170°С. При нагреве образцы укорачивались – наблюдалось проявление ЭПФ. При охлаждении эффекта обратимой памяти формы (ЭОПФ) не наблюдалось. По диаграммам формовосстановления образцов определяли характеристические температуры $А _{{{\text{s Э П Ф }}}}^{{\text{н }}},$ $А _{{{\text{f Э П Ф }}}}^{{\text{к }}},$ соответственно, на начальной и конечной стадиях всего этапа формовосстановления при проявлении ЭПФ. Методом касательных определяли характеристические температуры А_{s ЭПФ}, А_{f ЭПФ} (характеризуют основное формовосстановление внутри диапазона температур $А _{{{\text{s Э П Ф }}}}^{{\text{н }}},$ $А _{{{\text{f Э П Ф }}}}^{{\text{к }}}$). Степень восстановления формы η_ЭПФ при проявлении ЭПФ определяли по приведенной ниже формуле [14]:

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

1. Исследования МП сплава 45% Ti–45% Ni–10% Nb при проявлении ЭПФ после наведении деформации растяжением. Методом рентгеноструктурного анализа исследовано обратное МП в образцах сплава при проявлении ими ЭПФ в результате нагрева после наведения предварительной деформации растяжением при различных условиях (варьируя величину наводимой деформации ε_о при постоянной температуре Т_д и скорости $\dot {\varepsilon }$ наводящей ЭПФ деформации, или изменяя Т_д при фиксированных ε_о и ${\dot {\varepsilon },}$ или изменяя ${\dot {\varepsilon }}$ при фиксированных ε_о и Т_д).

На рис. 1 в качестве примера приведены дифрактограммы, полученные на образцах с разной величиной общей наводимой деформации ε_о = 6% и ε_о = 30%. В результате исследования для образцов были построены мартенситные кривые, по которым определены температуры обратного МП ($A_{{{\text{s Э П Ф }}}}^{'},$ $A_{{{\text{f Э П Ф }}}}^{'}$ – температуры начала и окончания обратного МП при проявлении ЭПФ). Погрешность измерения составляла ±5°С.

Рис. 1.

Дифрактограммы отожженных образцов прессованного сплава 45% Ti–45% Ni–10% Nb после наведения деформации растяжением c различной величиной ε_о (при Т_д = –60…–70°С, $\dot {\varepsilon }$ ≈ 1.2 × 10^–3 с^–1), полученные при различных температурах съемки. а – ε_о = 6%, б – ε_о = 30%.

Из табл. 1 видно, что при деформации сплава растяжением при –60…–70°С на величину от 6 до 30% образуется 100% мартенсита В19'. В результате последующего нагрева в интервале температур от –60°С до 100°С происходит проявление ЭПФ, и фаза TiNi претерпевает обратное МП, которое в образцах, деформированных на величины 6%, 11% и 15%, происходит полностью и развивается по схеме В19' → В2. В образцах, деформированных на величину 30%, превращение происходит не полностью по схеме В19' → (В2 + В19'). Отметим, что нагрев в этом случае проводился только до температуры 100°С, что связано с ограниченными возможностями применяемого оборудования.

При деформации образцов растяжением при различных температурах (при постоянной величине наводящей ЭПФ деформации 11% и скорости деформации 1.2 × 10^–3 с^–1) также образуется мартенсит В19'. По мере повышения температуры деформации от –60…–70°С до 24°С его количество уменьшается. В случае деформации при температуре 24°С доля образовавшегося мартенсита составляет 55%.

При последующем нагреве от –60°С до 100°С в образцах, деформированных при температурах ‒60…–70°С и 0…–5°С, МП происходит полностью по схеме В19' → В2. В образцах, деформированных при температуре 24°С, превращение происходит не полностью по схеме (В19' + В2) → → (В2 + В19').

При деформации образцов растяжением при различных скоростях деформирования (при постоянной величине наводящей ЭПФ деформации 11% и температуре –60…–70°С) образуется 100% мартенсита В19'. По мере увеличения скорости деформации от 1.2 × 10^–3 с^–1 до 1.2 × 10^–1 с^–1 его количество не изменяется. При нагреве от –60°С до 100°С во всех образцах происходит полностью обратное В19' → В2 МП.

Анализируя результаты табл. 1, можно сделать вывод, что с ростом наводящей ЭПФ деформации ε_о от 6 до 30% значения температур обратного МП увеличиваются.

Влияние температуры наведения деформации в интервале, лежащем от –60…–70 до 0…–5°С, на температуры обратного МП не обнаружено. Во втором интервале температур наведения деформации от 0…–5 до 24°С, температурный интервал обратного МП $\left| {А _{{{\text{s Э П Ф }}}}^{'}--А _{{{\text{f Э П Ф }}}}^{'}} \right|$ расширяется, а температуры обратного МП при проявлении ЭПФ заметно повышаются. При этом особенно сильно смещается температура $A_{{{\text{f Э П Ф }}}}^{'}.$ Это является результатом высокотемпературного ЭПФ, связанного со стабилизацией пластически деформированного мартенсита [15].

Из анализа данных влияния скорости наведения деформации на температуры обратного МП видно, что практически все температуры обратного МП (кроме температуры $A_{{{\text{s Э П Ф }}}}^{'}$), а также ширина интервала температур обратного МП $\left| {А _{{{\text{s Э П Ф }}}}^{'}--А _{{{\text{f Э П Ф }}}}^{'}} \right|$ не изменяются с ростом скорости деформации от 1.2 × 10^–3 до 1.2 × 10^–1 с^–1.

2. Исследование фазового состава и структурных характеристик сплава 45% Ti–45% Ni–10% Nb при проявлении ЭПФ после наведении деформации растяжением при различных условиях. Исследования фазового состава сплава методом рентгенофазового анализа (табл. 2) показали, что регистрируются три фазы:

− основная фаза никелид титана TiNi, который (см. табл. 2) находится в двух состояниях – В2-аустенит с упорядоченной кристаллической ОЦК-решеткой и B19'-мартенсит, имеющий моноклинно искаженную орторомбическую решетку (кроме случая наведения деформации при ε_о = 6%);

− фаза ниобия Nb с ОЦК-решеткой;

− небольшое количество фазы Ti₂Ni с ГЦК-решеткой.

В табл. 3 приведены параметры субструктуры и кристаллической решетки фазы TiNi (В2) исследованного сплава.

Величина параметра кристаллической решетки фазы TiNi (В2) демонстрирует большое отклонение от справочных данных [16] (в двухкомпонентном сплаве Ti–Ni а = 3.015 Å) в сплаве 45%Ti–45%Ni–10%Nb при наведении деформации с величиной ε_о = 15–30% (при Т_д = –60…–70°С, $\dot {\varepsilon }$ ≈ 1.2 × 10^–3 с^–1), а также при наведении деформации при температуре Т_д = = 24°С (при ε_о = 11%, $\dot {\varepsilon }$ ≈ 1.2 × 10^–3 с^–1) (см. табл. 3).

Это вызвано тем, что при вышеуказанных деформационных условиях фаза TiNi (см. табл. 2) находится в промежуточном двухфазном состоянии (В2 + В19'), при этом количество фазы В19' составляет более 5% (ошибка определения количественного содержания фазы в сплаве методом полуколичественного анализа лежит в пределах 5%). Т.е. в этих образцах сплава кристаллическая решетка фазы В19' сопряжена с кристаллической решеткой В2-фазы, и атомы на межфазной границе подчинены кристаллическому порядку обеих фаз. Сопряженность двух решеток требует некоторой упругой деформации в месте сопряжения, что обусловливает упругое поле когерентных напряжений. Появление напряжений и является причиной изменения параметра кристаллической решетки [17].

Дислокационная субструктура сплавов, сформировавшаяся после проявления ими ЭПФ в результате наведения предварительной деформации растяжением в интервалах величин ε_о от 6 до 11% (при Т_д = –60…–70°С, ${\dot {\varepsilon }}$ ≈ 1.2 × 10^–3 с^–1), температур Т_д от –60…–70°С до 0…–5°С (при ε_о = 11%, $\dot {\varepsilon }$ ≈ 1.2 × 10^–3 с^–1) и скоростей от $\dot {\varepsilon }$ ≈ 1.2 × 10^–3 до 1.2 × 10^–1 с^–1 (при ε_о = 11%, Т_д = –60…–70°С), характеризуется минимальным количеством дефектов структуры в виде дислокаций. Соответственно, сплав содержит меньшее количество препятствий для распространения МП (см. табл. 3).

При этом МП происходит при более низких температурах и скорость его выше, т.е. ширина интервала уже (см. табл. 1 ).

3. Исследование термомеханических характеристик сплава 45% Ti–45% Ni–10% Nb при проявлении ЭПФ после наведения деформации растяжением при различных условиях. На рис. 2, в качестве примера, приведены диаграммы формовосстановления, полученные на образцах при проявлении ими ЭПФ после наведения деформации с различной скоростью.

Рис. 2.

Диаграммы формовосстановления отожженных образцов прессованного сплава 45% Ti–45% Ni–10% Nb при проявлении ЭПФ после предварительно наведенной деформации растяжением (ε_о = 11%, Т = = –40…–45°С) при различных скоростях $\dot {\varepsilon }$. 1 – $\dot {\varepsilon }$ ≈ ≈ 1.2 × 10^–3 с^–1, 2 – $\dot {\varepsilon }$ ≈ 1.2 × 10^–2 с^–1, 3 – $\dot {\varepsilon }$ ≈ 1.2 × 10^–1 с^–1.

Полученные в результате обработки данных диаграмм (с учетом инструментальных погрешностей) средние значения термомеханических характеристик представлены в табл. 4.

Статистическая обработка и корреляционный анализ [18–20] результатов экспериментов, представленных в табл. 4, выявили значимое влияние величины и температуры наведения деформации на каждую термомеханическую характеристику исследуемых сплавов.

В прессованном сплаве 45% Ti–45% Ni–10% Nb при увеличении степени наведения предварительной деформации растяжением до ε_о = 15%, (со скоростью $\dot {\varepsilon }$ ≈ 1.2 × 10^–3 с^–1 и Т_д = –60…–70°С) можно достигнуть температур начала формовосстановления выше комнатной $А _{{{\text{s Э П Ф }}}}^{{\text{н }}}$ = 42°С и А_{s ЭПФ} = = 74°С. При этом значения характеристик ЭПФ максимальны (ε_ЭПФ = 5.7%, η_ЭПФ = 0.5).

Из приведенных в табл. 4 результатов следует, что в сплаве при увеличении температуры Т_д наведения предварительной деформации растяжением (со скоростью $\dot {\varepsilon }$ ≈ 1.2 × 10^–3 с^–1 при одинаковой заданной общей деформации ε_о = 11%) от ‒60…–70 до 24°С можно достичь температур начала формовосстановления выше комнатной $А _{{{\text{s Э П Ф }}}}^{{\text{н }}}$ = 42°С и А_s ЭПФ = 52°С и интервала |А_{s ЭПФ} – А_{f ЭПФ}| = 42°С при температуре деформации Т_д = 24°С. Однако при этом наблюдается значительное уменьшение характеристик ЭПФ (ε_ЭПФ – от 6.1 до 1.1%, η_ЭПФ – от 0.68 до 0.16). Максимальных значений характеристик ЭПФ (ε_ЭПФ = 6.1%, η_ЭПФ = 0.68) в данном сплаве можно достичь при температуре наведения деформации Т_д = 0…–5°С, однако при этом температура начала формовосстановления минимальна ($А _{{{\text{s Э П Ф }}}}^{{\text{н }}}$ = 15°С).

Анализ данных табл. 4 показал, что повышение скорости деформации в диапазоне от 1.2 × × 10^–3 до 1.2 × 10^–1 с^–1 не вызывает изменения значений температур $А _{{{\text{f Э П Ф }}}}^{{\text{к }}},$ А_{s ЭПФ}, А_{f ЭПФ}, характеристик ε_ЭПФ, η_ЭПФ и приводит к понижению температуры $А _{{{\text{s Э П Ф }}}}^{{\text{н }}}$ с 32 до 24°С и интервала |А_s ЭПФ – А_{f ЭПФ}| с 13 до 9°С.

Таким образом, приведенные в разд. 3 результаты исследования прессованного сплава 45% Ti–45% Ni–10% Nb показали, что он может быть использован для изготовления рабочего элемента разрабатываемого нами противопожарного устройства безопасности.

ВЫВОДЫ

1. Результаты проведенных исследований показали, что для получения лучших термомеханических характеристик прессованного сплава 45% Ti–45% Ni–10% Nb наведение деформации необходимо проводить в интервалах ее величины 11–15%, температур –60…–70°С и скорости 1.2 × × 10^–3 с^–1. При таких условиях деформации можно достигнуть оптимального сочетания характеристик памяти формы (ε_ЭПФ = 4.4–5.7%, η_ЭПФ = 0.5–0.53) и температур начала формовосстановления ($А _{{{\text{s Э П Ф }}}}^{{\text{н }}}$ = 23–42°С, А_{s ЭПФ} = 65–74°С).

2. Полученные сведения использованы нами при разработке устройства безопасности при пожаре применительно к объектам атомной энергетики.