Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования, 2023, № 4, стр. 90-96

ВВЕДЕНИЕ

В настоящее время изучение анизотропии свойств конструкционных и функциональных материалов является одной из важных задач физического материаловедения. Большинство механических и физических свойств зависит от направления в монокристалле, а при наличии преимущественной ориентации кристаллических решеток, т.е. кристаллографической текстуры, появляется анизотропия свойств в поликристаллических материалах. Хорошо известно, что разные технологии пластической деформации создают разные типы текстур [1]. В функциональных материалах формирующаяся текстура принципиально важна для развития специальных свойств – сверхупругости, эффекта памяти формы, демпфирующей способности.

Для различных материалов, проявляющих эффект памяти формы и сверхупругость, экспериментально доказано, что функциональные свойства сплавов зависят от текстуры образцов. Для сплавов системы FeMnSi показано, что текстура определяет уровень критических напряжений, отвечающих за восстановление формы при одностороннем эффекте памяти формы [2, 3].

В [4] установлено, что формирующаяся в результате прокатки текстура изменяет температуры обратного мартенситного превращения в сплаве Fe–28Ni–5Mo на 200 К. Исследования сверхупругого сплава на основе Ti–Nb после холодной прокатки показали ориентационную зависимость сверхупругости.

В наиболее изученных сплавах с памятью формы системы Ti–Ni обнаружена ориентационная зависимость характеристик восстановления формы как на монокристаллах [5], так и на поликристаллических образцах [6, 7]. Однако количественные соотношения между характеристиками текстуры и функциональными свойствами в настоящее время не установлены.

Титановые сплавы демонстрируют превосходные функциональные свойства в сочетании с хорошей конструкционной прочностью и коррозионной стойкостью. Благодаря этому их используют в медицине и технике для изготовления управляющих элементов конструкций. Рабочий интервал функциональных свойств определяется температурами мартенситных превращений, которые, в свою очередь, существенно зависят от химического состава сплава. Так, в никелиде титана (TiNi) изменение состава на 0.1 мас. % может сместить точки превращений на 50–100°С [8]. В связи с этим для получения заготовок TiNi, гомогенных по составу и структуре, используют технологии порошковой металлургии. В [9, 10] описаны технологии получения порошка сплавов, в частности, гидридно-кальциевым восстановлением. После спекания порошков заготовки имеют остаточную пористость, для устранения которой используют различные технологии горячей термомеханической обработки. При такой обработке в аустените формируется кристаллографическая текстура, влияющая, как предполагается, на развитие мартенситного превращения при охлаждении и на функциональные свойства сплава.

В работе исследована связь кристаллографической текстуры, сформировавшейся при термомеханической обработке разного типа, и функциональных свойств порошковых титановых сплавов на примере TiNi.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ

Гидридно-кальциевым восстановлением получены порошки TiNi, содержащие 55.4–55.5 мас. % Ni. Порошки подвергали прессованию при 200 МПа и спеканию в вакууме не менее 5 × 10^–5 мм рт. ст. при температуре 1250°С, после чего охлаждали в печи. В спеченном состоянии образцы имели пористость не более 5%. Спеченные заготовки подвергали горячей термомеханической обработке разного вида: ротационной ковке (е = 0.6), радиально-сдвиговой прокатке (е = 1.4) и экструзии (е = 0.8). Температура последней стадии деформации во всех случаях была 900°С. Размер зерна аустенита в образцах после термомеханической обработки составил 32–38 мкм, за исключением исходного спеченного состояния, где он достигал 92 мкм [11].

Нейтронографический текстурный анализ проводили на дифрактометре СКАТ в Лаборатории нейтронной физики им. И.М. Франка (ОИЯИ, Дубна, Россия) на образцах, вырезанных в поперечном направлении из прутков, полученных после термомеханической обработки. Основной целью исследований на дифрактометре СКАТ является изучение кристаллографической текстуры образцов горных пород и конструкционных материалов [12]. Детекторная система дифрактометра, состоящая из детекторов ³He, расположена на монтажном кольце диаметром 2 м аксиально симметрично падающему нейтронному пучку. Угол рассеяния для всех детекторов одинаковый (2θ = = 90°). Исследуемый образец помещают в центр кольца и вращают в гониометре вокруг горизонтальной оси, расположенной под углом 45° к падающему нейтронному пучку. Условия съемки: ось вращения гониометра совпадала с осью вращения образца, использовали 19 детекторов, продолжительность экспозиции от 22 до 44 ч.

Функциональные свойства исследовали на установке для измерения параметров восстановления формы при кручении [13] на проволочных образцах квадратного сечения со стороной 1 мм и длиной 45 мм, вырезанных из деформированных прутков в направлении их продольной оси.

Предварительная деформация образца кручением γ_пред (от 2 до 16%) была осуществлена в двух режимах: наведение деформации в двухфазном (мартенсит + аустенит) состоянии при температуре ниже точки начала прямого мартенситного превращения М_н → разгружение → нагрев до температур выше точки конца обратного мартенситного превращения А_к → охлаждение; наведение деформации в аустенитном состоянии при температуре выше А_к → разгружение. Точки мартенситных превращений определены ранее методами механической спектроскопии [11, 14].

В первом режиме при нагреве в температурном интервале обратного мартенситного превращения фиксировали угол раскручивания и строили экспериментальные зависимости γ(Т), по которым определяли характеристики памяти формы: упругую деформацию γ_упр, восстановленную деформацию при нагреве γ_в, невосстановленную деформацию γ_н (рис. 1). Невосстановленная часть деформации при нагреве появлялась только после достижения некой критической величины предварительной деформации γ_кр.

Во втором режиме образец в аустенитном состоянии в каждом цикле нагружения подвергали воздействию возрастающей нагрузки до тех пор, пока при разгрузке не появлялась невосстановленная деформация. Таким образом определяли максимальную величину полностью обратимой после разгрузки сверхупругой деформации γ_свупр.

РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

Нейтронографический анализ позволил определить кристаллическую структуру исследованных образцов при комнатной температуре. Приведенные на рис. 2 фрагменты дифрактограмм двух измеренных образцов показывают брэгговские отражения кристаллической фазы B2 никелида титана с ОЦК-решеткой. Эта фаза основная во всех без исключения образцах.

Количественно кристаллографическая текстура может быть описана с помощью функции распределения зерен по ориентациям, представляющей собой плотность вероятности найти в поликристаллическом материале объем, определенным образом ориентированный относительно лабораторной системы координат. В дифракционном эксперименте измеряют наборы так называемых полюсных фигур, являющихся специфическими двумерными проекциями функции распределения зерен [15, 16].

Интегральные интенсивности дифракционных пиков пропорциональны значениям полюсной плотности на соответствующей полюсной фигуре {hkl}. Обычно полюсные фигуры изображают в виде карт изолиний на стереографической проекции. В результате нейтронографического текстурного анализа для всех исследованных образцов получен набор полюсных фигур. На рис. 3 представлены экспериментальные полюсные фигуры (100), (110) никелида титана для четырех образцов.

В дифракционных измерениях на СКАТе использовали образцы TiNi относительно небольшого объема, порядка 1 см³. Восстановление функции распределения зерен по ориентациям для подобных образцов из набора экспериментальных полюсных фигур создает определенную трудность из-за недостаточной статистики зерен и, соответственно, несогласованности полюсных фигур. Тем не менее распределение интенсивности полюсной плотности на фигуре позволяет судить об остроте текстуры и степени ее развития в образце. В табл. 1 обобщена информация о минимальной и максимальной полюсной плотности всех представленных на рис. 3 полюсных фигур, а также степени текстурированности J (объемной доли зерен, имеющих преимущественную ориентацию в образце).

Все экспериментальные полюсные фигуры демонстрируют аксиальную симметрию. Уже у исходного образца, полученного спеканием порошка при 1250°С, наблюдается двухкомпонентная текстура практически на всех полюсных фигурах: в центре фигур можно выделить локализованный максимум полюсной плотности большей интенсивности (что соответствует ориентации зерен вдоль оси образца) по сравнению с компонентом типа волокна, ориентированного под углом ~90° к оси образца. Общий процент текстурированности составляет порядка 30%, т.е. третья часть объема всего образца имеет зерна с преимущественной ориентацией. Текстура в исходном образце слабая, но конфигурация линий полюсной плотности закономерная и ярко выраженная.

Наличие слабой кристаллографической текстуры в исходном спеченном образце можно связать с закономерной переориентацией частиц порошка при прессовании перед спеканием. Подобный эффект описан в [17–19], где обнаружено увеличение остроты текстуры и анизотропии с повышением давления и температуры спекания порошковых материалов.

В образце никелида титана после ротационной ковки картина преимущественной ориентации зерен мало изменяется по сравнению с исходным спеченным образцом. Полюсная плотность достигает самого низкого из максимальных значений 1.16 m.r.d. (multiple of a random distribution – кратное хаотическому распределению) на полюсной фигуре (100). Средний по четырем плоскостям показатель степени текстурированности не превышает 25%, что даже ниже соответствующего значения у исходного образца. Отметим, что самая сильная преимущественная ориентация наблюдается в образце после экструзии – доля текстурированных зерен достигает 85%, а максимальное значение полюсной плотности соответствует 2.76 m.r.d.

Серия измерений восстановления формы показала, что после предварительной деформации ниже температуры М_н все образцы при нагреве в интервале температур мартенситного превращения демонстрируют односторонний эффект памяти формы, которой проявляется в разной степени. На рис. 4 приведены примеры типичных кривых восстановления формы при нагреве.

С увеличением предварительной деформации характеристики памяти формы (γ_упр, γ_в) после термомеханической обработки всех видов растут по линейному закону (рис. 5). Под действием возрастающей приложенной в процессе измерения нагрузки происходит переориентация мартенситных сдвойникованных кристаллов и увеличивается объем благоприятно ориентированного мартенсита, вовлеченного в процесс восстановления формы. Вместе с тем в ходе измерений возможно появление из аустенита дополнительных порций мартенсита деформации.

Все исследованные образцы демонстрируют полное восстановление формы в цикле нагрева в некотором интервале предварительных деформаций – от 0 до γ_пред = γ_кр. При деформации менее γ_кр процесс восстановления формы обусловлен обратимым двойникованием мартенсита. Деформация γ_кр определяется величиной напряжений, необходимых для начала развития необратимой деформации скольжением в мартенсите. Наибольшим показателем γ_кр обладают образцы после радиально-сдвиговой прокатки и экструзии: 100%-ное восстановление формы наблюдается в них вплоть до γ_пред = 15%. В свою очередь литые образцы в аналогичных условиях демонстрируют 100%-ное восстановление формы лишь до γ_пред = = 11% [20].

Исследования влияния предварительной деформации на параметры сверхупругости (второй режим) показали, что при приложении нагрузки в однофазной температурной области существования аустенита (B2-фаза) вся предварительная деформация полностью возвращается вплоть до достижения предельной величины, задающей деформации γ_свупр. Максимальный полный возврат свехупругой деформации наблюдается в сплавах после экструзии и радиальной-сдвиговой прокатки и составляет 15%. Сверхупругость обусловлена исключительно появлением мартенсита деформации в аустените под воздействием нагрузки и исчезновением его при разгрузке.

Данные о характеристиках восстановления формы для всех видов термомеханической обработки представлены в табл. 2. Предполагая, что горячая обработка в первую очередь определяет кристаллическую структуру аустенита, следует ожидать наличие связи между количественными характеристиками текстуры и величиной сверхупругости. Вместе с тем мартенсит, образующийся из аустенита при охлаждении, безусловно, наследует определенные структурные особенности высокотемпературной фазы. Поэтому возможна корреляция между характеристиками текстуры аустенита и восстановления формы при нагреве. На рис. 6 приведены графики зависимости критической деформации и сверхупругой деформации от полюсной плотности плоскости (110) после термомеханической обработки всех видов. Плоскость (110) выбрана как плоскость исходной В2-фазы, вдоль которой происходит сдвиг при мартенситном превращении В2 ↔ R.

Несмотря на достаточно большой разброс данных, наблюдается общая тенденция повышения функциональных свойств с ростом текстурированности аустенитной фазы в соответствии с уравнениями:

где х – максимальное значение полюсной плотности на полюсной фигуре, выраженное в единицах m.r.d. Для уточнения зависимости необходимо восстановление полной функции распределения по ориентациям, что в данном случае получить не удалось вследствие небольшого размера образцов.

Экспериментальные данные позволяют предположить, что создание текстуры разного типа может быть использовано как способ достижения максимальных функциональных свойств и в других порошковых сплавах с памятью формы.

ВЫВОДЫ

Сплав TiNi после экструзии демонстрирует наиболее острую текстуру: объемная доля текстурированных зерен достигает 85%, а максимальная полюсная плотность на полюсных фигурах 2.76 m.r.d. Исследованы функциональные свойства при деформации кручением на проволочных образцах, вырезанных из прутков вдоль направления термомеханической обработки. Экструдированные образцы и образцы, подвергнутые радиально-сдвиговой прокатке, демонстрируют наилучшие сверхупругие свойства γ_свупр = 15% и максимальные значения критической деформации γ_кр = 15%. Установлена количественная связь между степенью остроты кристаллографической текстуры, максимальными значениями полюсной плотности на экспериментальных полюсных фигурах, полученных с помощью нейтронной дифракции, и функциональными свойствами сплава TiNi после термомеханической обработки.