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


Рис. 5.22. Обратимая деформация ОЭПФ, наведенного ВТМО при 800 °С, и ее изменение при термоциклировании через интервал мартенситных превращений


500 Г, С

Рис. 5.23. Дилатограммы нагрева сплава Ti-50,0%Ni после НТМО мартенсита прокаткой при Томп обжатием 25 % (высокотемпературный ЭПФ) (/) в сравнении с дила-тограммой, полученной после обычной закалки (2)

8 %. Т. е. особенности структуры и напряженного состояния, внесенные пластической деформацией мартенсита во время НТМО, являются носителями высокотемпературного ЭПФ, наведенного деформацией 002 НТМО.

Итак, НТМО позволяет получить на сплавах Ti-Ni высокотемпературный ЭПФ, но при этом она не дает преимущества по величине реактивного напряжения и уменьшает обратимую деформацию. НТМОд, обеспечивая высокое реактивное напряжение, резко уменьшает обратимую деформацию до уровня, неприемлемого для практического использования.

Следовательно, для оптимизации комплекса функциональных свойств надо не только упрочнить сплав НТМО, но и устранить излишний деформационный наклеп, в то же время не уничтожая наследственное влияние созданной при ТМО субструктуры. Для этого целесообразно использовать последеформационный нагрев, приводящий к возврату, полигонизации и рекристаллизации аустенита. Его можно проводить после НТМО и НТМОд.

Используемый интервал температур последеформационного нафева -400...550°С. В нем происходит возврат, статическая полигонизация и рост субзерен; при нагреве выше этого интервала рекристаллизация аустенита возвращает комплекс свойств к исходному.

С помощью последеформационного нафева можно эффективно регулировать все функциональные свойства ПФ.

Характеристические точки интервала мартенситных превращений с ростом температуры нафева в интервале возврата и полигонизации не-

Прерывно повышаются и стабилизируются при переходе к рекристаллизации аустенита. Силовые характеристики сплавов наиболее высоки после нагрева в нижней части интервала полигонизации, когда сохраняется очень высокое сопротивление деформации аустенита. Например, поли-гонизующий нафев при 450...500°С привел к генерации очень высокого реактивного напряжения (1000... 1200 МПа) по сравнению с рекрис-таллизованным состоянием (400...500 МПа). Такая же обработка приводит к повышению усталостной долговечности при термоциклировании через температурный интервал мартенситных превращений под нафуз-кой в 5-10 раз.

В то же время обратимая деформация выше обычно после нафева в верхнем интервале полигонизации, где она сравнима с получаемой на рекристаллизованной структуре аустенита. Здесь же обеспечивается более легкая деформация при наведении ЭПФ.

Высокое сопротивление деформации полигонизованного аустенита, особенно на ранних стадиях полигонизации, определяет повышение характеристик сверхупругости или появление сверхупругости в сплавах, в которых после обычной обработки она не наблюдается.

Наиболее характерный пример применения НТМО с полигонизующим нафевом - медицинские устройства с ПФ. Проволоку или ленту после теплой или холодной деформации заневоливают на оправке, придавая нужную форму конструкции, и нагревают при 400...500°С. При этом одновременно фиксируется исходная форма изделия за счет релаксации напряжений, получаются высокие силовые характеристики и обратимая деформация вследствие образования полигонизованной субструктуры, устанавливаются требуемые температурные интервалы восстановления формы и легкой деформации для наведения ЭПФ за счет контролируемого деформационного старения.

Термомеханическая тренировка. В заключение надо упомянуть еще один вид ТМО СПФ. Это - термоциклирование через температурный интервал мартенситных превращений под напряжением - термомеханическая тренировка (ТМТ). Этот вид ТМО используется, в основном, для наведения ОЭПФ, а также сверхупругости [23, 25].

Роль ТМТ заключается в создании развитой дислокационной субструктуры фазового наклепа, причем под воздействием внешнего напряжения дислокационная субструктура оказывается ориентированной. Следовательно, ориентированы и поля связанных с ней напряжений. Характеристики сверхупругости при этом повышаются в результате развития фазового наклепа.



Интенсивная пластическая деформация как перспективный метод управления свойствами нитинола

Итак, с помощью ТМО, создающей в сплавах развитую дислокационную субструктуру, свойства СПФ регулируются в широких пределах, при этом можно получить комплекс свойств, недостижимый методами обычной термообработки. Резерв управления функциональными свойствами СПФ с помощью ТМО может быть расширен, если использовать возможность формирования нанокристаллической или субмикрокристаллической структуры в сплавах Ti-Ni в условиях накопления больших пластических деформаций. При этом для практических целей важно получить нано- или субмикрокристаллическую структуру СПФ в массивных заготовках. В настоящее время известен только один метод получения наноструктуры в массивных образцах. Это - равноканальное угловое прессование (РКУП).

При РКУП заготовка продавливается через два канала равного поперечного сечения, расположенные под углом друг к другу, в результате чего в металле реализуется механизм деформации простым сдвигом, а макроформа заготовки на выходе из второго канала не изменяется. В результате многократного РКУП можно достигнуть весьма больших степеней деформации.

Исследования в области применения РКУП к СПФ на основе Ti-Ni получили развитие только в последнее время и пока в офаниченном числе научных центров в стране и за рубежом. Ниже изложены результаты последних исследований, проведенных совместно Московским институтом стали и сплавов и Институтом физики перспективных материалов (г. Уфа) [29].

Термомеханические условия и закономерности формирования нано-и субмикроструктуры удобнее изучать на небольших образцах, деформируя их по схеме кручения под давлением (КпД). Объектами исследования были характерные СПФ на основе Ti-Ni: Ti-50,0 % (ат.) Ni ( высокотемпературный сплав с интервалом мартенситных превращений выше Гон, применяемый в термодатчиках, терморегуляторах), Ti-50,7 % (ат.) Ni ( медицинский стареющий сплав, температурный интервал превращений которого регулируется искусственным старением) и Ti-47 % (ат.) N1-3% (ат.) Ре ( низкотемпературный сплав, используемый в качестве материала термомеханических муфт). Перед интенсивной деформацией сплав Ti-50,0 % (ат.) Ni имел структуру В19-мартен-сита, а сплавы Ti-50,7 % (ат.) Ni и Ti-Ni-Fe - В2-аустенита. Образцы

указанных сплавов бьши продеформированы при Гмн до ИСТИННОЙ деформации е = 5,75.

Электронно-микроскопическое исследование (рис. 5.24) показало, что сплав Ti-50,0 % (ат.) Ni с исходной мартенситной структурой в результате КпД аморфизируется. На электронно-микроскопических изображениях наблюдается характерный слабый бесструктурный контраст (см. рис. 5.24, а). На дифракционной картине отмечается сильно размытое аморфное кольцевое гано, соответствующее положению рефлекса {110}в2 аустенита, и очень слабое гало в положениях рефлексов {211 jgj и сверхструктурного {100}в2 аустенита (см. рис. 5.24, а). Иными словами, при аморфизации сплава Ti-Ni с исходной структурой В19-мартенсита сохраняется ближняя координация атомов по типу В2-аустенита.

В сплавах с исходной структурой В2-аустенита при такой же деформации аморфизация не происходит, а образуется нанокристадлическая структура аустенита. Ей соответствует характерная дифракционная картина: узкие кольца, состоящие из отдельных точечных рефлексов (от отдельных кристаллитов), распределенных равномерно по кольцу, а также светлопольный и темнопольный контраст, формируемый структурными элементами - зернами размером 10...20нм (см. рис. 5.24, б).

Нагрев аморфизированного сплава Ti-50,0 % (ат.) Ni при 450 °С привел к его кристаллизации в наноструктурное состояние аустенита с соответствующей точечной кольцевой микродифракцией и структурными элементами размером 10...20нм (см. рис. 5.24, в). Такой же нафев сплава Ti-Ni-Fe, имевшего после КпД нанокристаилическую структуру, сопровождается укрупнением зерен до 100...150нм (см. рис. 5.24, г). Подобную структуру можно характеризовать как субмикрокристаллическую.

Исходя из данных, полученных после КпД и нагрева, бьш выбран температурный интервал РКУП, в котором следовало ожидать возникновения нано- или субмикрокристаллической структуры при достаточно большой деформации. Поскольку сплавы Ti-Ni в массивных образцах обладают офаниченной деформируемостью при Гомн РКУП проводили в интервале 400...500°С.

Сплав Ti-50,7 % (ат.) N1 - стареющий, в состаренном состоянии он обладает малым запасом пластичности. Поэтому после трех РКУ-прохо-Дов (истинная деформация 2,5) при 450 °С образец разрушился. Разрушение также происходило в ходе деформации при Томн наводящей ЭПФ, сразу после исчерпания ресурса обратимой деформации. Структурное исследование показало, что при РКУ прессовании за 3 прохода бьшо достигнуто только состояние субструктуры динамического возврата. В то



Г



- V:



X 66 0001

Л<с. 5.24. Структура сплавов на основе Ti-Ni после интенсивной деформации кручением под давлением (е = 5,75): а - сплав Ti-50,0%Ni, аморфизированная структура; б -Ti-47%Ni-3%Fe, нанокристаллическая структура. После дополнительного нагрева при 450 °С, 1 ч: в - Ti-50,0%Ni, нанокристаллическая структура; г - сплав Ti-47%Ni-3%Fe, субмикрокристаллическая структура. ПЭМ

же время был получен многообещающий комплекс функциональных свойств: максимальная полностью обратимая деформация ~ 7 % и узкий температурный интервал восстановления формы - Ау. 2...4°С.

Очевидно, для реализации возможностей, заложенных в РКУП СПФ Ti-Ni, следовало перейти к РКУП нестареющего сплава Ti-50,0%(aT.)Ni, обладающего большим запасом пластичности.

Первый результат, который следует сразу отметить, - это резкое повышение общей и технологической пластичности в ходе и после теплого РКУП при переходе от стареющего сплава Ti-50,7 % (ат.) Ni к нестареющему Ti-50,0 % (ат.) Ni. Действительно, если первый сплав при РКУП разрушился уже в 3-м проходе, а при наведении ЭПФ разрушал-

ся сразу после исчерпания ресурса обратимой деформации, то второй сплав выдержал 8 проходов (е = 6,5) при 400 °С и 12 (е = 9,7) при 500 °С, а при наведении ЭПФ показал достаточную пластичность за пределами ресурса обратимой деформации. Это открывает возможности использования РКУП эквиатомного сплава Ti-50,0 % (ат.) Ni не только для получения нано- или субмикроструктуры, но и использования ее для управления комплексом функциональных свойств без опасности разрушения металла при деформации, наводящей ЭПФ, или в эксплуатации.

По данным электронно-микроскопического анализа, в результате РКУП при 500 и 400 °С в аустените сплава Ti-50,0 % (ат.) Ni образуется субмикрокристаллическая структура с размером структурных элемен-



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