CC BY
20
УДК 539
МЕХАНИЗМЫ ДЕФОРМАЦИИ И СКОРОСТНАЯ ЧУВСТВИТЕЛЬНОСТЬ СПЛАВА В РАЗЛИЧНЫХ СОСТОЯНИЯХ
© Д. В. Гундеров12*, А. А. Чуракова12, Г. И. Рааб1, Г. И. Заманова3
1Уфимский государственный авиационный технический университет Россия, Республика Башкортостан, 450000 г. Уфа, ул. К. Маркса, 12.
2Институт физики молекул и кристаллов УНЦ РАН Россия, Республика Башкортостан, 450054 г. Уфа, пр. Октября, 71.
3Башкирский государственный университет Россия, Республика Башкортостан, 450076 г. Уфа, ул. Заки Валиди, 32.
*ЕтаИ: dimagun@mail.ru
Проведены исследования механических свойств, скоростной чувствительности сплава Л50№50 в крупнозернистом состоянии (КЗ) с размером зерна (О) 200 мкм и ультрамелкозернистом состоянии (УМЗ) О с размером зерна 700 нм. Формирование УМЗ структуры приводит к повышению предела прочности и предела текучести сплава. Пластичность (деформация до разрушения) так же уменьшается с повышением температуры испытаний Параметр скоростной чувствительности т в УМЗ состоянии в 1.5-2 раза выше, чем КЗ, и с увеличением температуры испытаний параметр т увеличивается для всех состояний.
Ключевые слова: сплавы с памятью формы, нанокристаллическая и ультрамелкозернистая структура, механические свойства, деформационное поведение, скоростная чувствительность напряжения течения, сплавы ЛМ с памятью формы.
Введение
Сплавы никелида титана (Т№) относятся к классу функциональных материалов с эффектами памяти формы (ЭПФ), обусловленными термоупругими мартенситными превращениями. Эти сплавы широко используются в качестве конструкционных и функциональных материалов в технике и медицине [1, 2]. Перспективным направлением повышения служебных свойств металлических материалов, включая сплавы Т№, является создание в них ультрамелкозернистого (УМЗ) и нанокри-сталлического (НК) состояния методами интенсивной пластической деформации (ИПД) [3-10]. В результате равноканального углового прессования (РКУП) в сплавах Т№ формируется УМЗ структура с размером зерна около 500 нм, что приводит к значительному повышению механических свойств и функциональных характеристик эффектов памяти формы [9, 10]. В настоящее время ведутся активные исследования различных аспектов структуры и свойств сплавов на основе Т№ с измельченной структурой [11, 12] Но, в целом, механическое поведение и механизмы деформации УМЗ Т№ изучены слабо. Механическое поведение УМЗ и НС металлов заметно отличается от поведения микрокристаллических (с размерами зерна более 1 мкм). В УМЗ материалах наблюдается увеличение скорости диффузионной ползучести, увеличение вклада зернограничного проскальзывания в деформацию.
Получить новые данные о механизмах, ответственных за пластическое течение материала при различных температурах, возможно на основе данных о скоростной чувствительности напряжения течения т.
Материалы и методики исследования
В качестве объекта исследования был выбран сплав ^5о№50 стехиометрического состава с температурами мартенситных превращений Мн = 73 °С, Ак = 100 °С, и при комнатной температуре имеющий структуру В19' мартенсита. Предварительно сплав ^о№5о подвергался закалке от 800°С в воду. Для получения УМЗ состояния сплав ТЬ0№50 был подвергнут РКУП при температуре 400 °С. Угол пересечения каналов оснастки составил 110°, число циклов РКУП п = 8 [9, 10]. Механические испытания на растяжение при различных температурах проводили на разрывной машине, созданной в ИФПМ УГАТУ, на малых плоских образцах с базой 1x0.25x4 мм3. Образцы для испытаний вырезали из заготовок электроискровой резкой, шлифовали и полировали на алмазной пасте. Структуру РКУП образцов исследовали методом просвечивающей электронной микроскопии на микроскопе ШМ-2000Ъ. Фольги для просвечивающей электронной микроскопии были получены на установке двусторонней электрополировки «ТепиРо1-5» по стандартной методике в электролите состава: 10% НСЮ4 + 90% СНз(СН2)зОН.
Для определения параметра скоростной чувствительности напряжения пластического течения т была использована методика изменения скорости деформации растяжения с е = 1 * 10-3 с-1 до ё = 1 * 10-4с-1 и обратно. Параметр т определяли из соотношения (1) [13]:
ж = '°ё("2М) (1)
где е2, £1 - скорости деформации растяжением, с-1; ст2, 0! - напряжения течения, МПа, к - постоянная Больцмана, Т - температура испытаний, К.
Согласно данным оптической металлографии сплав при комнатной температуре имеет мартенсит-ную структуру с пакетами двойников, а размер зерна исходной аустенитной фазы составляет около 200 мкм. После РКУП сплав Т150№50 также находится в мартенситном состоянии. Наличие границ мартен-ситного происхождения затрудняет измерение размера аустенитного зерна после РКУП, но оценочно
размер зерна аустенита составляет около 0.7 мкм (рис. 1).
На рис. 2 представлены кривые «напряжение -деформация» сплава ^о^о в КЗ и УМЗ состояниях при температурах 25, 150, 250 и 400°С, а также графики зависимости «напряжение - время растяжения», на которых в процессе растяжения образцов скорость деформации несколько раз изменялась с
Рис. 1. Микроструктура сплава ^5о№5о: а) исходное состояние, б) после РКУП.
20 40 60
Относительное удлинение,
Т=25С
Т=400С
0 10 20 30 40 50 60
Относительное удлинение, %
б
Время, с
Время, с
Рис. 2. Зависимости «напряжение - относительное удлинение» при £ = 1 * 10-3 с-1 (а, б) и «напряжение - время растяжения» с изменением скоростей деформации с £1 = 1* 10-3 до £2 = 1 * 10-4 с-1 (в, г) для КЗ (а, в)
и УМЗ (б, г) состояний сплава Т15о№5о.
10-3до 10-4с-1. В табл. 1 представлены усредненные данные механических испытаний: предел прочности ств, предел дислокационной текучести от, параметр скоростной чувствительности т, отношение активационного объема к кубу вектора Бюргерса -Д7/Ь3. Для упрощения, в данных исследованиях при расчете Д7/Ь3для всех состояний использовали вектор Бюргерса (Ь) В2 фазы, равный 2.61 А.
Анализ кривых растяжения и данных табл. 1 показывает следующее. При испытаниях при комнатной температуре на кривых растяжения образцов при напряжениях стт около 200 МПа наблюдается площадка, обусловленная переориентацией мартенсита В19' под напряжением. При повышении температуры испытаний до 150 °С и выше на кривых растяжения данная площадка отсутствует, что свидетельствует о блокировке превращения В2 - В19', либо протекании превращения В2 - В19' одновременно с пластической деформацией. РКУП приводит к заметному повышению предела прочности и предела текучести по сравнению с исходным КЗ состоянием.
Таблица 1
Результаты механических испытаний ^5<)№50 в КЗ и УМЗ состояниях
Состояние Температура, °С от, МПа ов, МПа Ô, % m
25 430 820 60 0.004
КЗ 150 377 494 36 0.004
250 365 470 35 0.01
400 290 318 17 0.03
25 870 1010 40 0.007
РКУП 150 585 830 30 0.01
250 600 720 20 0.02
400 700 735 4 0.03
Кривые растяжения при комнатной температуре сплава в КЗ и УМЗ состояниях имеют протяженную стадию равномерного упрочнения, что, по-видимому, связано с возможностью длительного упрочнения мартенситной фазы [10]. Растяжение при комнатной температуре завершается разрушением образцов без формирования шейки и локализации деформации. При повышении температуры испытаний прочность и относительное удлинение до разрушения снижаются. Понижение пластичности сплава при повышении температуры испытания связано с блокировкой мартенситного превращения, уменьшением стадии равномерного упрочнения и
более быстрой локализацией деформации. Параметр скоростной чувствительности m в УМЗ состоянии в 1.5-2 раза выше, чем в КЗ, и с увеличением температуры испытаний m увеличивается и для КЗ, и для УМЗ состояния сплава.
Выводы
В результате РКУП в сплаве Ti50Ni50 формируется УМЗ структура с размером зерна аустенитной фазы около 700 нм. В интервале температур деформации растяжением 20-400 °С значения предела дислокационной текучести и предела прочности УМЗ состояния сплава выше, чем КЗ состояния. Параметр скоростной чувствительности m в УМЗ состоянии в 1.5-2 раза выше, чем в КЗ, и с увеличением температуры испытаний m увеличивается. По мере увеличения температуры деформации растяжением от 20 °С значение параметра AV увеличивается, достигает максимума при Т = 150-250 °С, а далее снижается.
Работа выполнена при поддержки РФФИ №1638-00242. Работы по ИПД образцов выполнены при поддержке проекта РНФ №14-12-00138.
ЛИТЕРАТУРА
1. Хачин В. Н., Пушин В. Г., Кондратьев В. В. // М.: Наука. 1992. 161 с.
2. Brailovski V., Prokoshkin S., Terriault P. and Trochu F. // Montreal: Ecole de technologie supérieure (ETS). Universite du Quebec. Canada. 2003. 851 p.
3. Valiev R. Z. // Nature Materials. 2004. V.3. P. 511-516.
4. Валиев Р. З., Александров И. В. // М.: Академкнига. 2007. 398 c.
5. Pushin V. G., Valiev R. Z., Zhu Y. T., Gunderov D. V., Kuntse-vich T. E., Kourov N. I., Uksusnicov A. N., Yurchenko L. I. // Materials Trans. 2006. V. 47. P. 694-697.
6. Pushin V. G., Stolyarov V. V., Gunderov D. V., Valiev R. Z., Lowe T. C., Zhu Y. T. // Mater. Sci and Eng.A. 2005. V. 410411. Issue 25. P. 386-389.
7. Pushin V. G., Stolyarov V. V., Gunderov D. V., Valiev R. Z., Lowe T. C., Zhu Y. T. // Mater. Sci and Eng.A. 2005. V. 410411. Issue 25. P. 386-389.
8. Gunderov D., Lukyanov A., Prokofiev E. and Pushin V. // Eur. Phys. J. Special Topics. 2008. V. 158. P. 53-58.
9. Valiev R. Z., Gunderov D. V., Lukyanov A. V., Pushin V. G. // Journal of Materials Science. 2012. V.47. Issue 22. P. 7848-7853.
10. Dudarev E. F., Valiev R. Z., Kolobov Yu.R., Lotkov A. I., Pushin V. G., Bakach G. P., Gunderov D. V., Dyupin A. P., Kuranova N. N. // The Physics of Metals and Metallography. 2009. V. 107. Issue 3. P. 298-311.
11. Чуракова А. А., Гундеров Д. В., Лукьянов А. В., Лебедев Ю. А. // Письма о материалах. 2013. T.3. C. 166-168.
12. Гундеров Д. В., Чуракова А. А., Лукьянов А. В., Прокофьев Е. А., Хасанова Д. А., Заманова Г. И. Тонкая микроструктура аморфных сплавов Ti-Ni-Cu, подвергнутых кручению под высоким давлением // Вестник Башкирского университета. 2015. Т.20. №2. С. 403-407.
13. Новиков И. И., Портной В. К.//М.: Металлургия. 1981. 168 с.
Поступила в редакцию 16.09.2016 г.
DEFORMATION MECHANISMS AND STRAIN-RATE SENSITIVITY OF A TiNi ALLOY IN DIFFERENT STATES
© D. V. Gunerov12*, ^ ^ Churakova12, G. I. Raab1, G. I. Zamanova3
1Ufa State Aviation Technical University 12 K. Marx St., Ufa 450008, Republic of Bashkortostan, Russia.
2Institute of Molecule and Crystal Physics, Ufa Research Center, RAS 151 Oktyabrya Ave., Ufa 450075, Republic of Bashkortostan, Russia.
3Bashkir State University 32 Z.ValidiSt., 450076 Ufa, Republic of Bashkortostan, Russia.
*Email: dimagun@mail.ru
The mechanical properties and strain-rate sensitivity of a TiNi alloy in the coarsegrained (CG) state with a grain size (D) of 200 microns and in the ultrafine-grained (UFG) state with a grain size (D) of 700 nm were studied. As the object of study we selected the Ti50Ni50 alloy of a stoichiometric composition with martensitic transformation temperatures Ms = 73 °C, Af = 100 °C, and having the structure of B19' martensite at room temperature. The Ti50Ni50 alloy was initially treated by water quenching from 800 °C. To produce the UFG state, the Ti50Ni50 alloy was subjected to ECAP for eight passes at a temperature of 400 °C. According to the data from optical metallography, the initial CG alloy at room temperature has a martensitic structure with packets of twins, while the grain size of the original austenite phase is about 200 microns. After ECAP processing, the Ti50Ni50 alloy is also in the martensitic state. The presence of grains of martensitic origin hinders the measurement of the austenite grain size after ECAP processing, but according to our estimates, the austenite grain size is about 0.7 micron. To determine the strain-rate sensitivity parameter m of plastic flow stress, the method of variation of the tensile strain rate was used. UFG structure formation leads to an increase in the alloy's ultimate tensile strength and yield strength. Ductility (strain to break) is reduced with increasing testing temperature. Tension at room temperature results in break of the samples without necking and to localization of strain. The decrease in alloy's ductility with increasing test temperature is related to the blocking of martensitic transformation, reduction in the stage of uniform strengthening, and faster strain localization. During testing at room temperature in the tensile curves of the samples under the stress cm of about 200 MPa, a plateau is observed conditioned by a reorientation of the B19' martensite under stress. As the testing temperature is increased to 150 °C and above, this plateau is absent in the tensile curves, which indicates blocking. The strain-rate sensitivity parameter m in the UFG state is 1.5-2 times higher than that in the CG state, and as the testing temperature grows, m increases for both the CG and UFG states of the alloy.
Keywords: shape-memory alloys, nanocrystalline structure, ultrafine-grained structure, mechanical properties, deformation behavior, strain-rate sensitivity of flow stress, TiNi shape-memory alloys.
Published in Russian. Do not hesitate to contact us at bulletin_bsu@mail.ru if you need translation of the article.
REFERENCES
1. Khachin V. N., Pushin V. G., Kondrat'ev V. V. Moscow: Nauka. 1992.
2. Brailovski V., Prokoshkin S., Terriault P. and Trochu F. Montreal: Ecole de technologie supérieure (ETS). Universite du Quebec. Canada. 2003.
3. Valiev R. Z. Nature Materials. 2004. V.3. Pp. 511-516.
4. Valiev R. Z., Aleksandrov I. V. Moscow: Akademkniga. 2007.
5. Pushin V. G., Valiev R. Z., Zhu Y. T., Gunderov D. V., Kuntsevich T. E., Kourov N. I., Uksusnicov A. N., Yurchenko L. I. Materials Trans. 2006. Vol. 47. Pp. 694-697.
6. Pushin V. G., Stolyarov V. V., Gunderov D. V., Valiev R. Z., Lowe T. C., Zhu Y. T. Mater. Sci and Eng.A. 2005. Vol. 410-411. Issue 25. Pp. 386-389.
7. Pushin V. G., Stolyarov V. V., Gunderov D. V., Valiev R. Z., Lowe T. C., Zhu Y. T. Mater. Sci and Eng.A. 2005. Vol. 410-411. Issue 25. Pp. 386-389.
8. Gunderov D., Lukyanov A., Prokofiev E. and Pushin V. Eur. Phys. J. Special Topics. 2008. Vol. 158. Pp. 53-58.
9. Valiev R. Z., Gunderov D. V., Lukyanov A. V., Pushin V. G. Journal of Materials Science. 2012. V.47. Issue 22. Pp. 7848-7853.
10. Dudarev E. F., Valiev R. Z., Kolobov Yu.R., Lotkov A. I., Pushin V. G., Bakach G. P., Gunderov D. V., Dyupin A. P., Kuranova N. N. The Physics of Metals and Metallography. 2009. Vol. 107. Issue 3. Pp. 298-311.
11. Churakova A. A., Gunderov D. V., Luk'yanov A. V., Lebedev Yu. A. Pis'ma o materialakh. 2013. Vol. 3. Pp. 166-168.
12. Gunderov D. V., Churakova A. A., Luk'yanov A. V., Prokofev E. A., Khasanova D. A., Zamanova G. I. Vestnik Bashkirskogo universiteta. 2015. Vol. 20. No. 2. Pp. 403-407.
13. Novikov I. I., Portnoi V. K.//M.: Metallurgiya. 1981.
Received 16.09.2016.
