Разделы сайта

Читаемое

Обновления Nov-2017

Промышленность Ижоры -->  Керамические композиционные материалы 

1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33 34 35 36 37 38 39 40 41 42 43 44 45 46 47 48 49 50 51 52 53 54 55 56 57 58 59 60 61 62 63 [ 64 ] 65 66 67 68 69 70 71 72 73 74 75 76 77 78 79 80 81 82 83 84 85 86 87 88 89 90 91 92 93 94 95 96 97 98 99 100 101 102 103 104 105 106 107 108 109 110 111 112 113 114 115 116 117 118 119 120 121 122 123

ханической обработке. Выход из положения заключается в использовании стареющих СПФ. Старение позволяет целенаправленно и постепенно регулировать функциональные свойства СПФ данного состава.

Основную роль в формировании комплекса функциональных свойств в результате старения играют следующие факторы: концентрационные изменения в твердом растворе, изменения в дефектной структуре, возникновение ориентированных полей внутренних напряжений в связи с вьщелением частиц, когерентных с матрицей, и их релаксация в связи с нарушением когерентности при росте частиц.

Из диаграммы фазового равновесия Ti-Ni (рис. 5.19) следует, что ограниченная растворимость никеля в титане определяет существование двухфазной области В2 + TiNig. Полная последовательность процессов выделения избыточных фаз выглядит следующим образом: TisNi Т23 ~ TiNij. При этом В2-матрица постепенно обедняется никелем, а стадии предвьщеления и когерентного вьщеления сопровождаются возникновением полей ориентированных напряжений, что в совокупности ведет к изменению всего комплекса свойств сплава. Причем используемые на практике режимы старения соответствуют вьщеле-нию фазы TigNi. Наиболее эффективно проведение старения сплавов Ti-Ni в интервале температур 400...500 °С. При более низких температурах процесс слишком растянут во времени, а при более высоких -предельная равновесная концентрация никеля в В2-фазе увеличивается, тем самым уменьшая глубину старения.

Старение аустенита никелида титана эффективно влияет на характеристические точки температуры интервала мартенситных превращений и при этом может изменить саму последовательность мартенситных превращений при охлаждении и нагреве. Главными факторами такого влияния являются перераспределение атомов в твердом растворе с образованием обедненных и обогащенных никелем областей и поля напряжений от когерентных частиц фазы TigNi.

Общей закономерностью является снижение точек М, Л/ А, Aj- образования (из В2- или промежуточной /?-фазы) и обратного превращения (в В2- или /?-фазы) В19-мартенсита закаленного сплава на стадии предвьщеления (250...300 °С), затем их повышение на стадии вьщеления до значений, превышающих соответствующие закаленному состоянию, и опять понижение после старения выше 600 °С с возвращением к исходному уровню, соответствующему фазе.

Начальное снижение температурного интервала мартенситных превращений (ТИМП) объясняют накоплением искажений в структуре твердого

аствора на зонной стадии и релаксацией закалочных напряжений, в дальнейшем же превалирует повышающее влияние обеднения никелем основного твердого раствора, а при более высоких температурах - понижающее влияние увеличения равновесной концентрации твердого раствора.

Старение стимулирует превращение через промежуточную фазу B2D R уже на ранних стадиях предвьщеления, причем температура начала образования /?-фазы Tj непрерывно растет с увеличением времени или температуры старения, достигая максимума при 400...500°С, затем Tj понижается (раньше и быстрее, чем М, Мр А и Aj) и -превращение практически подавляется.

Таким образом, последовательность мартенситных превращений, определяемая взаимным положением критических точек М, Mj, А, Aj и T/j, в стареющих сплавах Ti-Ni может меняться от В2 j В19 (закалка гомогенной В2-фазы) до В2Г В2 + /?а Л □ Л + В19 [23-25].

Что касается других функциональных свойств, то протяженность температурного интервала легкой деформации, наводящей ЭПФ (он коррелирует с интервалом M-Mj), в результате старения увеличивается с 5... 10 до 30...40°С, что является следствием неоднородности концентрации никеля в твердом растворе и полей напряжений от выделившихся частиц. Максимальное реактивное напряжение может возрасти на 5... 10%. С помощью старения можно получить высокие характеристики сверхупругости. Кроме того, старение - один из способов наведения и регулирования обратимого ЭПФ в сплавах Ti-Ni.

Термоциклическая обработка. Одним из распространенных видов термообработки СПФ является термоциклирование (ТЦО) через интервал мартенситных превращений, которое заключается в многократном повторении цикла охлаждение ниже Mj- - нагрев выше Ар [25]. Во-первых, термоциклирование приводит к изменениям в структурном (введение и размножение дислокаций) и напряженном состояниях, поэтому с его помощью можно управлять функциональными свойствами СПФ. Во-вторых, поскольку эти изменения в ходе термоциклирования стабилизируются, то стабилизируются и функциональные свойства, включая параметры однократного ЭПФ, сверхупругости и обратимого ЭПФ.

ТЦО сплавов Ti-Ni, обработанных на твердый раствор (закаленных), вызывает снижение и расширение интервала М-Мр наиболее интенсивное в первых нескольких циклах и затем постепенно достигающее насыщения.

то же время интервал прямого мартенситного превращения при термоциклировании состаренных сплавов с 50,6 и 51,6% Ni практичес-



ки не меняется. Все сплавы, подвергнутые дорекристаллизационному отжигу при 400 °С после деформации, при последующем термоциклировании также не меняют интервала M-Mj-.

Таким образом, если исходное состояние материала перед термоцик-лированием неупрочненное, то фазовый наклеп быстро развивается в начальных термоциклах. Затем при достаточно высоком упрочнении (достаточно высокой плостности дислокаций) субструктура стабилизируется, а потому прекращается изменение характеристических температур ТИМП. Если же в исходном состоянии сплав существенно упрочнен (дислокационное упрочнение или дисперсионное упрочнение), то дополнительное дислокационное упрочнение при термоциклировании затруднено - в силу повыщения дислокационного предела текучести. По-выщение плотности дислокаций при ТЦО способствует превращению через промежуточную /?-фазу, действуя аналогично деформационному наклепу. ТЦО после вьюокотемпературной термомеханической обработки приводит к существенному росту обратимой деформации аустенитного ОЭПФ, наведенной ВТМО, в связи с увеличением ориентирующего влияния упругих полей ориентированных кристаллов мартенсита.

Термомеханическая обработка

Термомеханическая обработка (ТМО) заключается в комбинировании в едином цикле термической обработки и пластической деформации металла. При этом фазовые и структурные превращения протекают под влиянием повыщенной плотности и закономерного распределения дефектов рещетки, введенных деформацией.

ТМО эффективно повышает комплекс механических свойств сталей и сплавов с мартенситными превращениями, что обусловлено: прямым наследованием конечной фазой дислокационной субструктуры исходной фазы; измельчением и большей однородностью размеров кристаллов новой фазы; равномерным распределением и уменьшением мощности скоплений примесей; измельчением и большей однородностью размеров частиц вьщелений при старении и отпуске; изменением кинетики превращений.

СПФ на основе никелида титана - естественные объекты применения ТМО, которая в том или ином виде входит в технологическую цепочку изготовления практически всех изделий из нитинола.

Существуют две основные классические схемы ТМО: высокотемпературная (ВТМО) и низкотемпературная (НТМО). Они обе используются для управления комплексом функциональных свойств нитинола [26].

Высокотемпературная термомеханическая обработка {ВТМО). ВТМО заключается в горячей пластической деформации аустенита и последующем закалочном охлаждении для получения мартенсита и сохранения деформационной субструктуры к моменту начала мартенситного превращения.

Структурообразование в аустените никелида титана при горячей деформации удобно проследить на сплаве Ti-Ni-Pe с точкой ниже Т.

При низкой температуре деформации (7деф = 500 °С) в аустените формируется смешанная субструктура горячего наклепа и динамической по-лигонизации, с высокой плотностью свободных дислокаций (~ Ю см ). При деформации в интервале 600... 1000 °С образуется динамически полигон изованная субструкгура. На рис. 5.20 видны субзерна, окаймленные субграницами. Размер субзерен с ростом температуры деформации увеличивается, а плотность дислокаций в них уменьшается. Динамически полигонизованная субструктура весьма устойчива - только последефор-мационная вьщержка 1 мин при 1000 °С приводит к статической рекристаллизации аустенита.

Рассмотрим влияние субструктуры горячедеформированного аустенита на свойства СПФ Ti-Ni-Pe.

В присутствии динамически полигонизованной и рекристаллизован-ной структур характеристические температуры ИМП практически не меняются по сравнению с контрольной закалкой.

Субструктура горячего наклепа приводит к существенному снижению мартенситного интервала; температура же промежуточного -превращения возрастает. Максимальное реактивное напряжение ведет себя аналогично пределу текучести аустенита (который является естественным пределом реактивного напряжения). В итоге, силовые характеристики возросли в 2,5 раза в присутствии субструктуры горячего наклепа и в 1,5 раза - при динамически полигонизованной субструктуре аустенита (рис. 5.21).

Максимальная обратимая деформация после ВТМО также возрастает, очевидно, вследствие увеличения разности обычного и фазового пределов текучести и благоприятной текстуры аустенита (см. рис. 5.21).

На эквиатомном сплаве влияние ВТМО на свойства меньше из-за наложения фазового наклепа и заметно только при Т < 700 °С.

ВТМО приводит к возникновению аустенитного ОЭПФ [27]. Основной причиной этого ОЭПФ являются ориентированные поля напряжений от дислокационной субструктуры, вызывающие ориентированное мартенситное превращение. Величина ОЭПФ растет при последующей ТЦО, т. е. по мере развития дислокационной субструктуры фазового на-

25 .

6928






Рис. 5.20. Динамически поли-гонизованная субструктура аустенита, сформированная в сплаве Ti-47%Ni-3%Fe в результате ВТМО. Степень обжатия 50 %, скорость деформации 5с . температура деформации, °С:

а - 600, б - 700, в - 800, г - 900. ПЭМ


К.З. 500 600 700 800 900 1000 1000

о (-1 = 0) (т = 1мин)

деф, С

Рис. 5.21. Функциональные свойства сплава Ti-47%Ni-3%Fe после ВТМО: 1 - последеформационная выдержка при

клепа и усиления ее ориентирующего влияния. В результате можно получить обратимую деформацию ОЭПФ до 3 % (рис. 5.22). С ростом Гдеф ОЭПФ уменьшается и в случае статической рекристаллизации приближается к нормальному дилатометрическому эффекту.

Таким образом, с помощью ВТМО можно эффективно регулировать и повышать весь комплекс функциональных свойств СПФ.

Низкотемпературная термомеханическая обработка (НТМО). При проведении НТМО [28] следует различать две ее разновидности, когда пластически деформируют стабильный аустенит ниже порога рекристаллизации (но выше точки (НТМОд) либо мартенсит (ниже точки М) (НТМО).

В случае НТМОд холодная или теплая деформация стабильного аустенита, создающая сильный деформационный наклеп, резко уменьшает максимальную обратимую деформацию, наводимую после НТМОд, размывает температурный интервал мартенситных превращений, в то же время значительно повышая силовые характеристики. Например, можно получить реактивное напряжение до 1500 МПа.

HTMOjyj приводит к возникновению высокотемпературного ЭПФ при последующем нагреве; формовосстановление завершается при 400...500°С, тогда как после обычной обработки точка лежит около 100 °С (рис. 5.23).

Кроме того, деформация мартенсита наводит ОЭПФ в обычном интервале температур - это мартенситный ОЭПФ. Характер его анизотропии иной, чем в случае ОЭПФ после ВТМО.

Оптимизация НТМО по степени деформации показала, что максимальная величина высокотемпературного ЭПФ и наивысшая температура его конца соответствует деформации 25...30%.

Величина высокотемпературного ЭПФ непосредственно после HTMOjyj на превышает 1,5 %, т.е. находится на пределе применимости. Но ее можно существенно повысить. Оказалось, что если уже после lTMOj навести ЭПФ обычным способом, но по другой схеме (напри-ер, растяжением на 10% после прокатки), высокотемпературный ЭПФ также реализуется, но при этом обратимая деформация может достигать



1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33 34 35 36 37 38 39 40 41 42 43 44 45 46 47 48 49 50 51 52 53 54 55 56 57 58 59 60 61 62 63 [ 64 ] 65 66 67 68 69 70 71 72 73 74 75 76 77 78 79 80 81 82 83 84 85 86 87 88 89 90 91 92 93 94 95 96 97 98 99 100 101 102 103 104 105 106 107 108 109 110 111 112 113 114 115 116 117 118 119 120 121 122 123

© 2003 - 2017 Prom Izhora
При копировании текстов приветствуется обратная ссылка