Научная статья на тему 'Особенности деформации и разрушения монокристаллов никелида титана в закаленном состоянии'

Особенности деформации и разрушения монокристаллов никелида титана в закаленном состоянии Текст научной статьи по специальности «Физика»

CC BY
678
112
i Надоели баннеры? Вы всегда можете отключить рекламу.
Журнал
Физическая мезомеханика
WOS
Scopus
ВАК
RSCI
Область наук

Аннотация научной статьи по физике, автор научной работы — Сурикова Н. С., Чумляков Ю. И.

Исследованы механизмы деформации и разрушения монокристаллов никелида титана Ti 50.8 ат. % Ni (I) и Ti 51.3 ат. % Ni (II), легированных 0.3 ат. % Fe и 0.3 ат. % Mo, при растяжении в зависимости от ориентации оси растяжения и температуры испытания. Показано, что в области В2-фазы при (температуры начала пластического течения в В2-матрице) в монокристаллах существует сильная ориентационная зависимость критических скалывающих напряжений, пластичности и характера разрушения. При все кристаллы испытывают вязко-хрупкий переход, который связан со сменой механизма деформации: от дислокационного скольжения по системам и к мартенситу напряжений. Низкая пластичность кристаллов в области мартенсита напряжений связана с особенностями роста мартенситных В19′-пластин в закаленных монокристаллах TiNi(Fe, Mo).

i Надоели баннеры? Вы всегда можете отключить рекламу.

Похожие темы научных работ по физике , автор научной работы — Сурикова Н. С., Чумляков Ю. И.

iНе можете найти то, что вам нужно? Попробуйте сервис подбора литературы.
i Надоели баннеры? Вы всегда можете отключить рекламу.

The peculiarities of deformation and fracture of hardened titanium nickelide

The mechanisms of deformation and fracture of alloyed TiNi single crystals (Ti 50.8 at. % Ni (I) and Ti 51.3 at. % Ni (II), alloying 0.3 at. % Fe and 0.3 at. % Mo) at tension were investigated depending on the tension axis orientation and testing temperature. The strong orientation dependence of critical cleavage stresses, plasticity, and character of fracture was shown to exist in single crystals within the region of the B2 phase (the temperature of the onset of plastic flow in the B2 matrix) at At all crystals undergo viscous-brittle transition (VBT) due to the change in the deformation mechanism: from dislocation slip along the systems and to stress-induced martensite. The low crystal plasticity in the martensite regions is associated with the peculiarities of growth of martensitic B19′ planes in hardened TiNi (Fe, Mo) single crystals.

Текст научной работы на тему «Особенности деформации и разрушения монокристаллов никелида титана в закаленном состоянии»

Особенности деформации и разрушения монокристаллов никелида титана в закаленном состоянии

Н.С. Сурикова, Ю.И. Чумляков

Сибирский физико-технический институт, Томск, 634050, Россия

Исследованы механизмы деформации и разрушения монокристаллов никелида титана Б - 50.8 ат. % № (I) и Б - 51.3 ат. % № (II), легированных 0.3 ат. % Fe и 0.3 ат. % Мо, при растяжении в зависимости от ориентации оси растяжения и температуры испытания. Показано, что в области В2-фазы при Т > Мй (температуры начала пластического течения в В2-матрице) в монокристаллах существует сильная ориентационная зависимость критических скалывающих напряжений, пластичности и характера разрушения. При Т < Мй все кристаллы испытывают вязко-хрупкий переход, который связан со сменой механизма деформации: от дислокационного скольжения по системам а{ 100){110} и а{ 100){001} к мартенситу напряжений. Низкая пластичность кристаллов в области мартенсита напряжений связана с особенностями роста мартенситных В19'-пластин в закаленных монокристаллах П№^е, Мо).

1. Введение

Известно, что поликристаллы В2-интерметаллидов, таких как №А1, СоТ1, обычно менее пластичны при растяжении, чем монокристаллы [1-3]. Это связано с концентрацией напряжений, возникающих на границах зерен вследствие анизотропии упругих модулей, и недостатком независимых систем скольжения с вектором Бюргерса Ь = а( 100) (согласно критерию Мизеса) для релаксации этих напряжений путем пластического сдвига. Резкое увеличение пластических свойств моно- и поликристаллов В2-интерметаллидов связывают с началом термоактивируемых процессов переползания выше температуры вязко-хрупкого перехода Твпх ~ = 0.3 0.45 Тпл. Комбинация скольжения и переползания дислокаций с векторами Бюргерса Ь = а( 100) при высоких температурах создает необходимые пять независимых систем сдвига и пластичность увеличивается [3, 4].

Поликристаллы никелида титана пластичны в широкой области температур от 77 до 1 000 К, в отличие от других В2-интерметаллидов [5-9]. При Т > Мё механизмы пластической деформации В2-фазы, обнаруженные на поликристаллах никелида титана: дислокационное скольжение по системе (100) {110} и механическое двойникование по системам '(221) {114} (111) {112}

[10, 11] обеспечивают выполнение критерия Мизеса. При температурах ниже Мй ~ 0.4Тпл, при которых другие В2-интерметаллиды имеют ограниченную пластичность, в сплавах существует еще один механизм

деформации В2-фазы — мартенситное превращение В2 ^ В19г ^), инициированное напряжением, при действии которого в материале наблюдается максимальная пластичность вблизи температуры Мн, где напряжения мартенситного сдвига минимальны [7-9].

Всегда ли мартенситное превращение повышает пластичность никелида титана, неизвестно. Систематических исследований по пластичности поли- и монокристаллов никелида титана мало, недостаточно данных по влиянию размера зерна и текстуры на пластичность поликристаллов Т№. Известно [12], что в сплаве Т - 50.5 ат. % № с увеличением размера зерна сверхэластичность падает, а при d = 1 мкм отсутствует совсем. В монокристалле этого сплава сверхэластичность также не наблюдается. Это связано с внутренними напряжениями, сопровождающими рост мартенситных В19'-кристаллов, с их размерами и формой. Образование больших кристаллов мартенсита, возникающих под напряжением в крупнозернистых поликристаллах и монокристаллах при Т > Ак (температуры окончания обратного превращения В19г ^ В2), сопровождается генерацией большого количества кристаллических дефектов и приводит к нарушению когерентного сопряжения мартенсита с матрицей, обеспечивающего упругий и обратимый характер превращения. Следует предположить, что в закаленных монокристаллах Т№^е, Мо), где ожидается высокий уровень напряжений мартенситного сдвига (стм), в отсутствии границ зерен, когерентных частиц вторых фаз, дислокаци-

© Сурикова Н.С., Чумляков Ю.И., 2000

онной субструктуры мартенситные Б19'-кристаллы, возникающие под нагрузкой при Т > Ак, будут терять устойчивость, достигать больших размеров, создавать в материале высокие внутренние напряжения и приводить к хрупкому разрушению при растяжении.

В связи с этим, в работе была поставлена задача детально исследовать механизмы деформации и разрушения закаленных монокристаллов Т1№(Бе, Мо) в зависимости от ориентации оси растяжения и температуры и сопоставить их с процессами деформации в поликристаллах с крупным и мелким зерном.

2. Материалы и методики эксперимента

Экспериментальные исследования проведены на монокристаллах Т - 50.8 ат. % № (сплав I) и Т - 51.3 ат. % № (сплав II), легированных 0.3 ат. % Fe и 0.3 ат. % Мо, с точками мартенситных превращений М н =237 К, М к = = 216 К, Ан = 228 К, Ак = 273 К для первого сплава и Мн = 208 К, Мк = 168 К, Ан = 206 К, Ак = 238 К для второго сплава (Мн, Мк — температуры соответственно начала и конца прямого Б2 ^ Б19'-превращения при охлаждении, а Ан, Ак — температуры начала и конца обратного Б19' ^ Б2-превращения при нагреве). Монокристаллы выращивали по методу Бриджмена без затравок в графитовых тиглях в атмосфере гелия из заготовок никелида титана, выплавленного с использованием губчатого титана и никеля марки Н1. Монокристаллы гомогенизировали при Т= 1273 К в течение 20 часов в атмосфере гелия с последующей закалкой в ледяную воду. Точки мартенситных превращений определяли, используя кривые зависимости электросопротивления от температуры. Дополнительно в работе были исследованы два типа поликристаллов Т 1№(Бе, Мо): с размером зерна d = 190 мкм и точками мартенситных превращений Мн = 251 К, Мк = 226 К, Ан = 255 К, Ак = 273 К и с размером зерна d = 35 мкм и точками М н = 253 К, Мк = = 230 К, Ан = 260 К, Ак = 275 К.

После закалки моно- и поликристаллы исследуемых сплавов при температурах выше Ак состояли из В2-фазы и крупных частиц на основе карбидов титана. Образцы для растяжения вырезали методом искровой резки в форме двойных лопаток с размером рабочей части 2 X 1х 10 мм , механически шлифовали и полировали в растворе 90 % СН 3 СООН + 10 % НСЮ 4. Ориентации исследуемых образцов определяли с помощью рентгеновской установки ДРОН-3.

Механические испытания проводили на установке типа “Поляни” при температурах 77-773 Е со скоростью 10— с-1. Структурные исследования выполняли на электронных микроскопах ЭМ-125, РЭМ-200У, рентгеновском дифрактометре ДРОН-3. Фольги из исследуемых образцов для электронной микроскопии готовили методом струйной полировки в электролите 80 % СН3ОН + 20 % Н^О4 при напряжении 60 В.

а, МПа

а

ст, МПа

б

ст, МПа

в

Рис. 1. Кривые деформации монокристаллов Ті№^е, Мо): [ 1 12]-ори-ентация, сплав II (а); [011]-ориентация, сплав II (б); [011]-ориентация, сплав I (в)

3. Результаты и их обсуждение

Эксперименты по растяжению монокристаллов ни-келида титана показали, что в сплаве II, также как в сплаве I [13, 14], при растяжении в области В2-фазы можно выделить кристаллы с “мягкими” ориентациями вблизи полюсов [111] и [112] и кристаллы с “жесткими” ориентациями вблизи полюсов [001] и [011]. Мягкие кристаллы характеризуются низким пределом текучести ст0 j, коэффициентом деформационного упрочнения 0, ткр ~ 100^150 МПа и высокой пластичностью 8 ~ 30^90 % (рис. 1, а). Жесткие кристаллы в области В2-фазы имеют низкую пластичность 8 ~ ~ 2^10 %, высокие напряжения ткр - 180^300 МПа и разрушаются, достигая напряжений, близких к теоретической прочности, C44/30C44/70 (C44 = 38000 МПа — модуль упругости для сплава Ti50 5Ni49 5 при Т = 400 К [15]) (рис. 1, б, в).

Кривые зависимости пластичности монокристаллов от температуры (рис. 2) можно разделить на три температурные области, которые соответствуют разным механизмам деформации. В области температур от 77 К до точки Mн кривые 8(T) описывают пластичность мар-тенситной В19г-фазы. Температурная область от M н до Md связана с пластичностью на стадии мартенсита Б19', инициированного напряжением (stress-induced martensitic transformation). Напряжения мартенситного сдвига на этой стадии подчиняются уравнению Клайпе-рона-Клаузиуса. Температура Md традиционно определялась по перегибу на кривых ст0 1 (Т) и указана на рис. 2 для кристаллов каждой ориентации. Видно, что Md в монокристаллах I и II имеет ориентационную зависимость — в жестких ориентациях с высокими прочностными свойствами, высокими напряжениями ткр для дислокационного скольжения по системам а (100){001} и а (100){110} интервал мартенсита напря-

жений расширяется, а температура Md сдвигается в область более высоких температур на 100-150 К по сравнению с мягкими ориентациями. Выше температуры Md кривые 8(T) на рис. 2 характеризуют пластичность высокотемпературной В2-фазы.

Максимумы на кривых 8(T) в мягких [111] - и [112] -ориентациях при температурах 450-500 К > Md (рис. 2) связаны с тем, что при этих температурах (0.3

0.4 Тпл) в В2-решетке напряжение Пайерлса становится достаточно низким [4], а диффузионные процессы активизируются. Поэтому появляется баланс между упрочнением, связанным со скольжением дислокаций и динамическим возвратом, обусловленным переползанием дислокаций, который и позволяет получить большое однородное удлинение. Выше 600 К происходит локализация деформации с образованием шейки и величина однородного удлинения уменьшается, что связано с более интенсивным развитием процессов возврата в ходе пластической деформации. Однако, если построить температурную зависимость относительного сужения в шейке ^ (рис. 3), которое является мерой пластичности материала при локализованной деформации, видно, что ^ для [111] -кристаллов увеличивается и выше 600 К.

Высокая пластичность мягких кристаллов в В2-фазе обусловлена тем, что в этих ориентациях легко происходит дислокационное скольжение, так как высоки значения факторов Шмида (m = 0.33^0.47) для действующих систем скольжения а (100){001} и а (100){011}. После деформации е ~ 5 % наблюдается образование полос локализованного сдвига, разориентированных с матрицей на углы а ~ 1° [13]. Объемная доля материала с полосами сдвига увеличивается пропорционально деформации. В области шейки при Т = 773 К, где степень деформации высока, в полосах сдвига в мягких кристаллах идет фрагментация (рис. 4, а, участок В).

Рис. 3. Температурная зависимость относительного сужения в шейке ^ монокристаллов Ті - 50.8 ат. % №^е, Мо) различных ориентаций

Фрагменты вытянуты параллельно границам полосы и разориентированы азимутально на углы 5-7°, их поперечный размер составляет = 3 мкм. Разрушение [111]-и [1 12] -кристаллов сплавов I и II при Т > 573 К проис-

ходит вязким образом с присутствием на фрактурах равноосных “ямок” (рис. 4, б). Контраст типа “ряби” на светлопольном изображении на рис. 4, а связан с тем, что во время испытания при Т = 773 К в материале начинаются процессы распада с выделением мелкодисперсных частиц фазы Т11К14 (П3№4), как показал дифракционный анализ.

В кристаллах жестких ориентаций дислокационное скольжение затруднено: в [001]-кристаллах вследствие равенства нулю факторов Шмида, а в [011]-кристаллах вследствие высоких значений ткр — 180 300 МПа для действующих систем скольжения а (100) {001} и а (100){011} [12, 13]. При высоких температурах Т -- 673^773 К их пластичность составляет 6-10 %, однако уровень предела текучести и напряжений разрушения остается очень высоким — С^/40С^/70. Разрушение носит смешанный характер, когда на фрактурах, наряду с участками скола, присутствуют участки (В), характерные для вязкого разрушения (рис. 4, г).

Металлографически на поверхности деформированных [001]-образцов при Т = 723 К видна зона деформации с некристаллографической границей, внутри которой идет интенсивное дислокационное скольжение с образованием полос локализованного сдвига, параллельных плоскостям скольжения типа {110} (рис. 4, в). Плотность дислокаций в полосах сдвига меняется от очень низкой до критической, при которой в полосах

Рис. 4. Структура монокристаллов Т - 50.8 ат. % №^е, Мо), деформированных при высоких температурах. Полосы локализованного сдвига в области шейки в [111] -кристаллах после растяжения при Т = 773 К, Т - 30 %, светлое поле, плоскость (111)В2, х20 800. Микродифракция получена от участка В, где наблюдается фрагментация (а). Поверхность разрушения [1 11]-кристалла при Т = 773 К, х 1 000 (б). Дислокационная структура и полосы локализованного сдвига в [001]-кристалле после растяжения при Т = 723 К, е — 10 %. Светлое поле, плоскость (001)в2, х 14 300, в полосах (А) наблюдается мартенсит В19' (в). Поверхность разрушения [001]-кристалла при Т = 723 К, х290 (г)

Рис. 5. Мартенсит деформации в полосах локализованного сдвига в [001]-кристалле Ті - 50.8 ат. % №(Бе, Мо), деформированном при Т = = 723 К, 8 ~10%. Светлое поле, х 14 500 (а); темное поле в рефлексе (010)м (б); микродифракция к (а), выполняется ориентационное соотношение (001)В2|| (100) В19 (в)

происходит образование мартенсита В19' (рис. 4, в, 5, а-в). Величина сдвиговой деформации в полосе У, определенная в местах пересечения двух полос, меняется в широких пределах и может достигать 100%, а угол общей разориентации полосы относительно матрицы изменяется от 30г до 7° в зависимости от плотности дислокаций в полосе. На рис. 5, а, б приведена крупная полоса с мартенситом В19'. Плоскость залегания полосы параллельна плоскостям (101), а иррациональный габитус мартенситных пластин близок к рассчитанному в работе [16] — (0.22 0.89 0.40) — и пересекается с плоскостью фольги (001)В2 в направлении [410]. Фактор Шмида для системы мартенситных пластин (0.757 0.434 0.487) (0.22 0.89 0.40) равен 0.19. Обра-

зованию пластинок мартенсита Б19г с низким фактором Шмида способствует высокая плотность дислокаций в полосах сдвига. Такой мартенсит принято называть мартенситом, инициированным деформацией, (strain-induced martensite) [17]. Это — первый случай наблюдения мартенсита деформации в полосах локализованного сдвига в сплавах никелида титана при Т> M d, когда мартенситному превращению предшествует пластическая деформация дислокационным скольжением.

Следует подчеркнуть, что в кристаллах мягких ориентаций даже при высокой степени деформации в полосах локализованного сдвига мартенсит деформации не образуется. Это различие обусловлено уровнем де-

Рис. 6. Мартенсит В19' в [001]-кристалле сплава I вблизи поверхности разрушения при Т = 573 К, светлое поле, х 11 250, (001)В2|| (100)В19, (а); поверхность разрушения [001]-кристалла сплава I при Т = 573 К, х 390 (б); поверхность разрушения [011]-кристалла сплава I при Т = 473 К, х390 (в); локализованное скольжение по плоскости (011) в [111]-кристалле сплава I, светлое поле, g = [110], х22 200 (г); поверхности разрушения [111] -кристаллов при Т = 573 К, х 500 (Э) и при Т = 373 К, х 600 (е)

Рис. 7. Фрагменты рентгенограммы, снятой с поверхности разрушения [011]-кристалла Л - 50.8 ат. % №^е, Мо) при Т = 473 К

формирующих напряжений, при которых происходит образование полос сдвига. В мягких кристаллах с низкими напряжениями ткр идет постепенное развитие дефектной структуры и релаксации внутренних напряжений путем скольжения дислокаций с векторами Бюргер-са а( 100). В жестких кристаллах, где уровень деформирующих напряжений велик — С44/70 и существует заторможенность дислокационных сдвигов, уже при небольших деформациях образуется сильно дефектная структура, вследствие чего угол разориентации полос относительно матрицы достигает 7° в отличие от мягких ориентаций, где а - 1 °. Поэтому релаксация напряжений внутри локализованных полос сдвига осуществляется путем мартенситного превращения В2 ^ В19'.

При понижении температуры до Мё пластичность [001]- и [011]-кристаллов сплавов I и II начинает падать, а ниже этой температуры, на стадии мартенсита напряжений, практически равна нулю (рис. 1, б, а, 2, а, б). Исследования тонких фольг, вырезанных у поверхности

разрушенных [001]-кристаллов сплава I при Т = 573 К (вблизи Мё), показали присутствие мартенсита В19' (рис. 6, а) и дислокаций с векторами Бюргерса Ь = = а(100) в плоскостях типа {100} и {110}, которые генерируются хрупкой трещиной. Поверхность разрушения, приведенная на рис. 6, б, имеет характер скола с ручьистыми узорами и многочисленными язычками скола (А), параллельными направлениям, близким к (100)в2 и (011)в2, которые являются результатом обкола трещиной мартенситных пластинок. Тот факт, что поверхности скола в жестких ориентациях при Т < Мё содержат мартенсит В19', подтверждается ренгенострук-турными исследованиями. На рис. 7 приведены фрагменты рентгенограммы, снятой с поверхности разрушения [011]-кристалла Т - 50.8 ат. % №^е, Мо), где зафиксированы максимумы рентгеновского излучения характерные для мартенсита В19'. Фрактура этого кристалла также содержит язычки обкола и показана на рис. 6, в.

При Т = 573 К мягкие кристаллы находятся еще выше своей температуры М ё = 340 К и при растяжении продолжают деформироваться дислокационным скольжением. На рис. 6, г показаны результаты электронномикроскопических исследований локализованного скольжения смешанных дислокаций с векторами Бюр-герса Ь = а( 100) по плоскости (011), как показал §Ь-анализ. Характер разрушения мягких кристаллов имеет высокую долю вязкой составляющей вплоть до температуры М(рис. 6, д, е). Мартенсит деформации не наблюдается. Крупные некогерентные частицы карбидов титана, содержащиеся в материале (рис. 8, а), не влияют на пластичность мягких кристаллов при Т > > М ё, и они ведут себя подобно кристаллам мягких ориентаций сплава №А1 [4]. Однако ниже температуры М ё (в области мартенсита напряжений) мягкие кристаллы, а также (123)-кристаллы, которые занимают промежуточное положение между жесткими и мягкими полюсами, начинают растрескиваться или разрушаются

Рис. 8. Роль карбидных частиц в процессах деформации монокристаллов ТЫ^Ге, Мо). Дислокационное скольжение вблизи частицы в [1 11] -кристалле сплава I, деформированном при Т = 473 К, е — 5%. Светлое поле, плоскость фольги (001)в2, х9 350 (а); дополнительные варианты мартенсита В19' вблизи частицы. [111]-кристалл сплава I, Т = 293 К (<М й), е — 3 %, светлое поле, х 12 500, (001^11 (100^9' (б)

Рис. 9. Поверхности разрушения. [112] -монокристалл Б - 51.3 ат. % №^е, Мо), Т= 293 К, х 430 (а); [1 23]-монокристалл Б - 50.8 ат. % №^е, Мо), Т = 373 К, х 140 (б); [011]-монокристалл Б - 51.3 ат. % №^е, Мо), Т = 293 К, х 140 (в); [011]-монокристалл Б - 51.3 ат. % №^е, Мо), Т = 77 К, х 140 (г)

при незначительной степени деформации е - 0-^3 % (рис. 2). При растрескивании первая возникающая трещина приводит к падению нагрузки (рис. 1, а, кривые при Т = 373, 293 К) и затупляется, генерируя пластическую зону, как видно из металлографических наблюдений, затем возникает следующая трещина и т. д. Поверхностями разрушения так же, как и в кристаллах жестких ориентаций, становятся плоскости, перпендикулярные оси растяжения, а на фасетках скола этих кристаллов появляются язычки обкола мартенситных пластин (рис. 9, а, б). Затупление трещин, более объемный характер зоны разрушения (в отличие от плоскостного в жестких ориентациях), низкая доля язычков обко-ла на фрактурах в мягких кристаллах свидетельствуют о том, что разрушение сопровождается дислокационным скольжением, так как предел текучести в мягких ориентациях низкий и легко достигается в области трещины. В структуре [111] -кристаллов сплава I, деформированных при комнатной температуре, также наблюдается мартенсит В19', причем как видно из рис. 8, б, вблизи карбидных частиц образуется вариант мартен-ситных пластин, отличный от варианта, возникающего в объеме матрицы.

Деформация всех исследуемых монокристаллов в мартенситной области при температурах ниже Мн показала, что хотя их пластичность и выше, чем на стадии мартенсита напряжений (рис. 2), но она далека от пластичности чистых, близких по составу поликристаллов Т1№ (где 8 - 40^50 % в мартенситной фазе, а при темпе-

ратуре Мн имеет максимальное значение 8 - 60^70 % [7-9]). Более того, на кривых ст(е) при Т < Мн часто трудно выделить стадию деформации Людерса, которая определяет ресурс мартенситной деформации е 0 в монокристаллах и наблюдается на чистых монокристаллах [18]. Фрактуры кристаллов в мартенситной фазе и на стадии инициированного напряжением мартенсита отличаются слабо (рис. 9, в, г). На рис. 9, г видно, что магистральная трещина, которая привела к разрушению [011]- кристалла сплава II при Т = 77 К, генерирует более мелкие трещины, перпендикулярные к поверхности разрушения, по плоскостям наименьшей когезии в мартен-соте (010)м и (100)м.

Из изложенных экспериментальных фактов видно, что в закаленных монокристаллах никелида титана сплавов I и II существует вязко-хрупкий переход, при котором меняется целый комплекс характеристик материала, а именно: уменьшается пластичность, увеличивается разброс при определении значений напряжений разрушения, плоскостями разрушения становятся плоскости, перпендикулярные оси растяжения, фрактуры имеют скольный характер. Температура вязко-хрупкого перехода Ткр коррелирует с температурой Мё, при которой происходит смена механизмов деформации: от деформации дислокационным скольжением к деформации инициированным напряжением мартенситным превращением. Мартенситная В19'-фаза в закаленных монокристаллах сплавов I и II оказывается менее пластичной, чем В2-фаза, в отличие от поликристаллов.

Было сделано предположение, что в закаленных монокристаллах Т№, обогащенных никелем и легированных Мо и Fe, где уровень напряжений для мартенсит-ного сдвига высок (ст м — 80 200 МПа), в отсутствии границ зерен, дисперсных когерентных частиц второй фазы, дислокационной субструктуры, мартенситный кристалл, возникающий под напряжением, теряет устойчивость подобно упругому двойнику [19], развивается с высокой скоростью и может достигать размеров, равных поперечным размерам образца. В этом случае в вершине растущего с большой скоростью мартенсит-ного клина достигаются высокие напряжения и первая мартенситная пластина становится источником трещины, распространение которой приводит к хрупкому разрушению сколом кристаллов в области температур Мн < Т < Мё. Это подтверждается тем фактом, что напряжение разрушения в интервале температур Мн Мё ведет себя подобно напряжению образования мартенсита под нагрузкой и описывается уравнением Клайперона-Клаузиуса:

(1)

и

где ст — приложенное напряжение; Т — температура испытания; Н — энтальпия превращения из В2-фазы в мартенсит В19'; Т0 — температура равновесия фаз; е 0 — деформация превращения. Видно, что соотношение (1) предсказывает ориентационную зависимость напряжений мартенситного сдвига при одной и той же температуре испытания, поскольку е 0 зависит от ориентации. Расчет максимальных величин е0 при растяжении в монокристаллах дает величину е 0 = 2.7% в [001]-кристаллах и е 0 = 9.8 % в [1 11] - и [112] -кристаллах [18]. Следовательно, при одной и той же температуре напряжение разрушения в [001]-кристаллах должно в 2-3 раза превышать напряжение разрушения в “мягких” кристаллах, что и наблюдается экспериментально. Это справедливо для температур вблизи М н М н +30К, когда в [111]- и [001]-ориентациях реализуется один и тот же механизм деформации — образование мартенсита напряжений. Карбидные частицы играют при этом роль дополнительных концентраторов напряжения, на которых и происходит зарождение трещин, как видно из металлографических наблюдений. На фрактурах кристаллов при больших увеличениях также видны крупные частицы.

При температурах ниже М н в исходных монокристаллах существует самоаккомодированная морфо-

логия мартенсита, приводящая к минимальной макроскопической деформации формы сплава при охлаждении [20]. Под действием напряжений один из вариантов пластин мартенсита В19' с максимальным фактором Шмида начинает расти и поглощать другие варианты. Такой процесс переориентации вариантов сопро-

вождается в чистых монокристаллах деформацией Лю-дерса при практически постоянном и низком напряжении (стм — 20 МПа в точке Мн). В монокристаллах Т№^е, Мо), исследуемых в данной работе, стадия Людерса часто отсутствует и деформация проходит с высоким коэффициентом упрочнения. Существует несколько причин для объяснения этого. Во-первых, сплавы I и II значительно отклонены от стехиометрии по никелю и легированы железом и молибденом. Это приводит к повышению критических скалывающих напряжений для мартенситного превращения по сравнению с чистыми монокристаллами и монокристаллами экви-атомного состава. Поэтому мартенситное превращение В2 ^ В19' под нагрузкой в интервале температур Мн Мё и процессы переориентации мартенситных кристаллов ниже Мн происходят с генерацией большого количества дефектов, что приводит к упрочнению материала и нарушает термоупругий характер мартен-ситного превращения (т.к. мартенсит на поверхностях разрушения при Т < Мн не исчезает после нагрева до комнатной температуры, которая находится выше Ак ~ ~ 273 К). Во-вторых, можно предположить по аналогии с рис. 8, б, что поля напряжений вокруг карбидных частиц будут в значительной степени искажать самоак-комодированную структуру мартенсита, а процессы переориентации мартенситных пластин будут требовать увеличения приложенных внешних напряжений. По этой же причине карбидные частицы становятся концентраторами напряжения и в этой температурной области.

При сравнении поведения моно- и поликристаллов ТЩБе, Мо) видно, что поликристаллы с крупным размером зерна й =190 мкм, полученные из литого материала и не обладающие текстурой, ведут себя (рис. 10, а) подобно монокристаллам “жестких” ориентаций. В В2-фазе их деформация контролируется деформацией хрупких зерен с ориентациями [001] и [011], расположенных в сечении образца. Разрушение имеет транс-кристаллитный характер, когда на фрактуре можно выделить зерна с мягкими (А) и жесткими (В) ориентациями (рис. 10, в). При Т< Мё, подобно монокристаллам, крупнозернистые поликристаллы испытывают вязко-хрупкий переход, причина которого также связана с критическими размерами мартенситных В19' -ламелей, возникающих в крупных зернах ТМ^е, Мо) и приводящих к высокой концентрации напряжений как внутри зерен, так и на их границах. В поликристаллах близкого состава, полученных высокотемпературной прокаткой и отжигом при Т = 1073 К, 0.5 часа, с последующей закалкой в ледяную воду, маленький размер зерна (й = = 35 мкм) не позволяет пластинам мартенсита В19', возникающим под напряжением, вырасти до критических размеров и напряжения от мартенситных клиньев могут значительно релаксировать на границах зерен.

с, МПа

в

Рис. 10. Кривые деформации закаленных поликристаллов Т1№(Бе,

Мо). Размер зерна й = 190 (а); 35 мкм (б). (-----) — кривые для

образцов, вырезанных вдоль направления прокатки; (----) — кривые

для образцов, вырезанных поперек направления прокатки. Поверхность разрушения крупнозернистого поликристалла (й = 190 мкм) при Т= 773 К, х 140 (в). Видны зерна с жесткой (А) и мягкой (В) ориентациями

Поэтому они пластичны в мартенситной области и на стадии мартенсита напряжений (рис. 10, в), а при температуре М н , так же как и другие поликристаллы с мелким зерном [7-9], имеют максимальную пластичность.

Если в однофазных монокристаллах Т№ понизить уровень напряжений мартенситного сдвига при температуре Мн за счет легирования медью до 20 % вместо никеля, то мартенситная деформация развивается устойчиво и при Т > Л£ наблюдаются эффекты сверхэластичности [21]. Старение в кристаллах Т1 - 51ат. % N1 в интервале температур 673-823 К в течение 1 часа приводит к снижению ст м при М н, появлению эффектов сверхэластичности, которые отсутствуют в закаленных кристаллах этого состава [22]. В этом случае мартенсит-ное превращение происходит принципиально отличным способом: при Т> Мн кристаллы мартенсита зарождаются вблизи поверхностей “частица - матрица”, что приводит к измельчению морфологии мартенсита [5, 6, 8]. Наконец, используемые в практике термомеханические обработки: холодная деформация до 30 % с последующим отжигом при Т = 673^823 К в течение 1 часа приводит в эквиатомных сплавах Т№ к возникновению мелкозернистой структуры (й < 4 мкм) с высокой плотностью дефектов кристаллического строения, а в обогащенных никелем (С№ > 50.5 ат. %) дополнительно выделяются дисперсные частицы Т13№4. В результате кристаллы мартенсита имеют небольшие размеры, ограниченные размером зерна, полигональной структурой и расстоянием между дисперсными частицами. В таком структурном состоянии реализуется высокая пластичность как при Т < М так и в высокотемпературной В2-фазе [5-9].

4. Выводы

1. В закаленных монокристаллах Т1№(Бе, Мо) во всех ориентациях наблюдается вязко-хрупкий переход, критическая температура которого близка к температуре М й. Ниже этой температуры кристаллы имеют низкую пластичность 0-6 % и разрушаются хрупким сколом. На поверхностях разрушения наблюдается мартенсит В19', генерируемый высокими напряжениями магистральной трещины. Пластичность мартенситной фазы в монокристаллах никелида титана значительно ниже, чем высокотемпературной В2-фазы, в отличие от поликристаллов близких составов с мелким зерном.

2. При Т > Мй в области В2-фазы кристаллы с ориентациями [111] и [1 12] обладают высокой пластичностью -30-90 %. В структуре деформированного материала наблюдается образование полос локализованного сдвига, параллельных плоскостям скольжения {110}. При температурах выше 673 К происходит потеря устойчивости образцов с образованием шейки. В области шейки в полосах локализованного сдвига наблюдается

динамическая фрагментация. Разрушение этих кристаллов носит вязкий, “ямочный” характер.

3. Кристаллы с ориентациями [001] и [011] при высоких температурах (Т > M d) обладают небольшой пластичностью -2-10 %, разрушаются при высоком уровне напряжений. В полосах локализованного сдвига в жестких [001]-кристаллах образуется инициированный деформацией мартенсит B19r. Разрушение кристаллов жестких ориентаций в области В2-фазы имеет хрупковязкий характер.

4. Поликристаллы TiNi с крупным размером зерна, не обладающие текстурой, при деформации ведут себя подобно жестким монокристаллам и испытывают вязкохрупкий переход. В мелкозернистых поликристаллах ни-келида титана вязко-хрупкий переход не наблюдается. Такие поликристаллы в В2-фазе ведут себя подобно мягким [112]- и [1 11]-монокристаллам, имеющим высокую пластичность.

Авторы выражают благодарность Гюнтеру В.Э. за предоставленные материалы для роста монокристаллов и Тюменцеву А.Н. за совместное обсуждение электронно-микроскопических результатов.

Работа выполнена при финансовой поддержке грантов Министерства образования России: МГТУ им.

H.Э. Баумана, МИСиС, г. Москва.

Литература

I. Yoo M.H., Sass S.L., Fu C.L., Mills MJ., Dimiduk D.M. Deformation and fracture of intermetallics // Acta Met. - 1993. - V. 41. - No. 4. -P. 987-1002.

2. Varin R.A., Winnicka M.B. Plasticity of structural intermetallic compounds // Mater. Sci. Eng. - 1991. - V. A137. - P. 93-103.

3. Келли А. Высокопрочные материалы. - М.: Мир, 1976. - 261 c.

4. Takasugi T., Kishino Y., Hanada S. Anomalous elongation behaviour of stoichiometric NiAl single crystals at the intermediate temperatures // Acta. Met. Mater. - 1993. - V. 41. - No. 4. - P. 1009-1020.

5. Хачин В.Н., Пушин В.Г., КондратьевВ.В. Никелид титана. Струк-

тура и свойства. - М.: Наука, 1992. - 160 с.

6. Сплавы с эффектом памяти формы / Под ред. X. Фунакубо. - М.: Металлургия, 1990. - 224 с.

7. Miyazaki S., Kohiyama S., Otsuka K., Duerig T.W. Effect of several factors of the ductility of the Ti-Ni alloy // Mater. Science. - 1990. -V. 56-58. - P. 765-770.

8. Пушин В.Г., Кондратьев В.В., Хачин В.Н. Предпереходные явления

и мартенситные превращения. - Екатеринбург: УрО РАН, 1998. -368 c.

9. Гюнтер В.Э., Хачин В.Н., Сивоха В.П., Дударев Е.Ф. Пластичность

никелида титана // ФММ. - 1979. - Т. 47. - № 4. - С. 893-896.

10. Moberly WY, Proft J.L., Duerig T.W., Sinclair R. Deformation, twinning and thermo-mechanical strengthening of Ti50Ni47Fe3 // Acta Met. Mater. - 1990. - V. 38. - No. 12. - P. 2601-2612.

11. Goo E., Duerig T., Melton K., Sinclair R. Mechanical twinning in Ti50Ni47Fe3 and Ti49Ni51 alloys // Acta Met. - 1985. - V. 33. - No. 9. -P. 1725-1733.

12. Saburi T. Ti-Ni shape memory alloys // Shape memory materials / Ed. by K. Otsuka, C.M. Wayman. - Cambridge: Cambridge University Press, 1998. - 284 p.

13. Чумляков Ю.И., Сурикова Н.С., Коротаев АД. Ориентационная зависимость прочностных и пластических свойств монокристаллов никелида титана // ФММ. - 1996. - Т. 81. - Вып. 6. - С. 148-158.

14. Сурикова Н.С., Чумляков Ю.И. Механизмы пластической деформации монокристаллов никелида титана // Научные труды II международного семинара “Современные проблемы прочности” им. В.А. Лихачева. - Новгород, 1998. - С. 183-187.

15. Хачин В.Н., Муслов С.А., Пушин В.Г., Чумляков Ю.И. Аномалии упругих свойств монокристаллов TiNi-TiFe // ДАН СССР. - 1987. -Т. 295. - № 3. - С. 606-609.

16. Matsumoto O., Miyazak S., Otsuka K., Tamura H. Crystallography of martensitic transformation in Ti-Ni single crystals // Acta Met. -1987. - V. 35. - No. 8. -P. 2137-2144.

17. Olson G.B., Cohen M. Principles of martensitic transformations // Front. Mater. Technol. - 1985. - P. 48-87.

18. Miyzaki S., Kimura S., Otsuka K., Suzuki I. The habit plane and transformation strains associated with the martensitic trasformation in Ti-Ni single crystals // Scripta Met. - 1984. - V. 18. - P. 883-888.

19. Косевич А.Н., Бойко В.С. Дислокационная теория упругого двой-никования // УФН. - 1971. - Т. 104. - Вып. 2. - С. 201-254.

iНе можете найти то, что вам нужно? Попробуйте сервис подбора литературы.

20. Miyazaki S., Otsuka K., Wayman C.M. The shape memory mechanism associated with the martensitic transformation in TiNi alloys. I. Selfaccomodation // Acta Met. - 1989. - V. 37. - No. 7. - P. 1873-1884.

21. Чумляков Ю.И., Киреева И.В. Ориентационная зависимость эффектов памяти формы и сверхэластичности в монокристаллах Ti -30 ат. % Ni - 20 ат. % Си // ФММ. - 1999. - Т. 88. - № 3. - С. 106112.

22. Gall К., Sehitoglu H., Chumlyakov Y.I., Kireeva I.V. Tension-com-pression asymmetry of the stress-strain response in aged single crystal and polycrystalline TiNi // Acta Mater. - 1999. - V. 47. - No. 4. -P. 1203-1217.

i Надоели баннеры? Вы всегда можете отключить рекламу.