Ориентационная зависимость микромеханизмов пластической деформации и разрушения монокристаллов никелида титана при одноосном нагружении Текст научной статьи по специальности «Физика»

УДК 539.389.1+539.4.015

ОРИЕНТАЦИОННАЯ ЗАВИСИМОСТЬ МИКРОМЕХАНИЗМОВ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ И РАЗРУШЕНИЯ МОНОКРИСТАЛЛОВ НИКЕЛИДА ТИТАНА ПРИ ОДНООСНОМ НАГРУЖЕНИИ

© Н.С. Сурикова, Е.А. Корзникова

Ключевые слова: механические испытания; монокристаллы; пластическая деформация; дислокационные структуры; двойникование; мартенситные превращения; асимметрия предела текучести.

Исследована ориентационная и температурная зависимость напряжений предела текучести мартенситного пр е-вращения, микромеханизмов пластической деформации и разрушения монокристаллов никелида титана при растяжении и сжатии в интервале температур 300^773 К.

Большинство используемых на практике поликри-сталлических сплавов TiNi обладают значительной анизотропией эффекта памяти формы (ЭПФ), сверхэластичности (СЭ), реактивного напряжения и прочностных характеристик. Это связано с определенными типами текстур, которые формируются в этих сплавах при различных термомеханических обработках. Знание ориентационной зависимости прочностных и пластических свойств монокристаллов никелида титана в высокотемпературной В2 фазе позволит целенаправленно воздействовать на структуру поликристаллических ансамблей, формируя в них текстуры с «мягкими» направлениями, при которых наблюдается как высокая пластичность в области высокотемпературной В2 фазы, так и высокие значения ЭПФ и СЭ, что существенно расширяет возможности практического применения таких сплавов.

Исследования проводили на закаленных монокристаллах технического сплава TiNi(Fe, Mo). После закалки все образцы монокристаллов при комнатной температуре имели структуру В2 фазы и содержали небольшое (<7 %) количество крупных частиц на основе карбидов и окислов титана. При охлаждении и под нагрузкой в сплаве наблюдается один фазовый переход В2 ^ В19'. Механические испытания по сжатию и растяжению кристаллов проводили на универсальной испытательной машине «Instron-1185» и специальной установке типа «Поляни» со скоростью 10-4 с-1. Тонкую структуру образцов после деформации исследовали методом фольг на просвет на электронных микроскопах ЭМ-125 и СМ-12 Philips.

На рис. 1 приведены кривые температурной зависимости предела текучести ст0>1 и напряжений мартенситного превращения <зм, полученные на монокристаллах сплава TiNi(Fe, Mo) при одноосном растяжении (кривые 1, 3, 4, 5) и сжатии (кривая 2), которые, как и в поликристаллах TiNi, имеют три стадии. На первой стадии в интервале температур 77 К - Мн (температура начала мартенситного В2 В19' превращения при охлаждении сплава без нагрузки) кривая стм(7) характеризует температурную зависимость критических напряжений для движения межфазных и междоменных границ.

Рис. 1. Температурная зависимость предела текучести/напряжения мартенситного превращения в монокристаллах ТМ^е, Мо) различных ориентаций при растяжении и сжатии. Ориентации кристаллов указаны в стандартном стереографическом треугольнике в левом верхнем углу рисунка

Вторая стадия - интервал температур Мн - МЛ связана с мартенситным В2 ^ В19' превращением, инициируемым внешним напряжением, приложенным к образцу. Напряжения мартенситного превращения на этой стадии подчиняются уравнению Клайперона-Клаузиуса, т. е увеличиваются пропорционально повышению температуры относительно Мн. При температуре МЛ они становятся равны пределу текучести ст0>1 В2 фазы. Третья стадия, включающая область температур МЛ - 773 К, связана с пластической деформацией высокотемпературной В2 фазы.

Сравнивая кривые ст0>1(Т) при Т > МА можно установить следующие закономерности:

1) наблюдается сильная ориентационная зависимость предела текучести монокристаллов при растяжении в высокотемпературной В2 фазе;

2033

2) выделяются «мягкие» ориентации кристаллов вблизи полюса 1 11 стандартного стереографического треугольника (кривые 4 и 5) и «жесткие» ориентации -вблизи полюса 001. Предел текучести жестких кристаллов в 2,5-3 раза выше, чем мягких. Кривые растяжения мягких кристаллов практически совпадают с кривыми сжатия;

3) в жестких кристаллах обнаружена асимметрия предела текучести: ст0>1сж << ст0>1рас (кривые 1 и 2).

Такое деформационное поведение свидетельствует о том, во-первых, что при растяжении в жестких и мягких кристаллах в указанной температурной области действуют разные микромеханизмы пластической деформации. Действительно, было обнаружено, что мягкие кристаллы легко деформируются дислокационным скольжением по системам <001>{110} (рис. 2а) и <001> {100} вследствие высоких факторов Шмида в этих ориентациях, проявляют высокую пластичность (~80 %) и разрушаются вязким образом. После 8 ~ 3-5 % деформация мягких кристаллов происходит локализованным образом путем формирования малоугловых микрополос сдвига (рис. 2б).

«Жесткие» [001]-кристаллы являются высокопрочными, напряжения предела текучести здесь достигают значений 0/40-0/25, что связано с высокими для действующих в сплавах ТГ№ носителей деформации -дислокаций с вектором Бюргерса Ь = а<100>. Поэтому они разрушаются хрупким сколом практически на пределе текучести или достигая небольших пластических деформаций <10 %.

Рис. 2. Плоские скопления дислокаций (а) и микрополосы сдвига (б) в «мягких» кристаллах при деформации в В2 фазе

Во-вторых, асимметрия предела текучести кристаллов с ориентацией близкой к [001] свидетельствует о

том, что при сжатии в этих кристаллах включаются новые механизмы пластической деформации, причем они отличаются от дислокационных. Было установлено, что таким механизмом является уникальное двой-никование в упорядоченной В2 фазе. Известно, что упорядочение затрудняет или подавляет двойниковние. В никелиде титана оно появляется, поскольку имеет «мартенситную» природу, обусловленную неустойчивость кристаллической решетки высокотемпературной В2 фазы в полях локальных внутренних напряжений в предмартенситной области температур [1, 2]. В качестве примера на рис. 3 приведена пачка {113} -двойников В2 фазы, сформировавшихся при сжатии [001]-кристалла Тг№(Ее, Мо).

Рис. 3. Механические двойники В2 фазы с габитусными плоскостями {113}в2 в [001]-кристалле при сжатии (Тдеф = 473 К > М;). На дифракции зона [001] матрицы параллельна [111] зоне двойника

Показано [1, 2], что напряжение сжатия способствует В2-двойникованию, в разных сплавах TiNi при этом наблюдается множество типов двойников с габитусными плоскостями {11n}, {332}, {227 и т. д. Большое количество мод пластической деформации обеспечивает никелиду титана высокую пластичность в поли-кристаллическом состоянии.

ЛИТЕРАТУРА

1. Сурикова Н.С., Тюменцев А.Н., Лысенко О.В., Литовченко И.Ю., Коротаев А.Д. Особенности механического двойникования в В2 фазе монокристаллов никелида титана // Физическая мезомехани-ка. 2004. Т. 7. Спец. выпуск. Ч. 1. С. 245-248.

2. Сурикова Н.С., Тюменцев А.Н., Евтушенко О.В. Мартенситное превращение под напряжением в [001] кристаллах никелида титана и его связь с механическим двойникованием В2-фазы // Изв. вузов. Физика. 2009. Т. 52. № 6. С. 58-68.

Поступила в редакцию 10 апреля 2013 г.

Surikova N.S., Korznikova E.A. ORIENTATION DEPENDENCE OF MICRO-MECHANISMS OF PLASTIC DEFORMATION AND FRACTURE OF TITANIUM NICKELIDE SINGLE CRYSTALS UNDER UNIAXIAL LOADING

In temperature interval 300V773 К orientation and temperature dependence of yield stress/martensitic transformation, micromechanisms of plastic deformation and fracture of titanium Nickelide single crystals under tension and compression is investigated.

Key words: mechanical experience; single crystals; plastic deformation; dislocation structure; twinning; martensitic tras-formation; asymmetry of yield stress.

2034