ВЛИЯНИЕ СТАРЕНИЯ НА ФУНКЦИОНАЛЬНЫЕ СВОЙСТВА ВЫСОКОПРОЧНЫХ МОНОКРИСТАЛЛОВ Ni5i.o-xTi36.5+xHf12.5 (х = 0,08)
|
Реферат 2
ВВЕДЕНИЕ 3
1 Общая характеристика термоупругих мартенситных превращений в
сплавах на основе никелида титана 5
1.1 Общие сведения о мартенситных превращениях 5
1.2 Термодинамическое описание термоупругих мартенситных
превращений 6
1.3 Кристаллографическое описание фаз 9
1.4 Эффект памяти формы и сверхэластичность 11
1.5 Фазовая диаграмма TiNi 15
1.6 Общие сведения о некоторых системах TiNiMe 18
2 Задачи и методика эксперимента 22
2.1 Постановка задачи 22
2.2 Методика эксперимента 24
3 Влияние старения на функциональные свойства высокопрочных
монокристаллов Ni51.0-xTi36.5+xHf12.5 (x = 0; 0,08 ат. %) 26
3.1 Мартенситные превращения под нагрузкой в [001]-монокристаллах
Ni51.0Ti36.5Hf12.5 26
3.2 Микроструктура и функциональные свойства гетерофазных [011]
монокристаллов сплава Ni50.2Ti37.3Hf12.5 38
ЗАКЛЮЧЕНИЕ 49
ЛИТЕРАТУРА 52
ВВЕДЕНИЕ 3
1 Общая характеристика термоупругих мартенситных превращений в
сплавах на основе никелида титана 5
1.1 Общие сведения о мартенситных превращениях 5
1.2 Термодинамическое описание термоупругих мартенситных
превращений 6
1.3 Кристаллографическое описание фаз 9
1.4 Эффект памяти формы и сверхэластичность 11
1.5 Фазовая диаграмма TiNi 15
1.6 Общие сведения о некоторых системах TiNiMe 18
2 Задачи и методика эксперимента 22
2.1 Постановка задачи 22
2.2 Методика эксперимента 24
3 Влияние старения на функциональные свойства высокопрочных
монокристаллов Ni51.0-xTi36.5+xHf12.5 (x = 0; 0,08 ат. %) 26
3.1 Мартенситные превращения под нагрузкой в [001]-монокристаллах
Ni51.0Ti36.5Hf12.5 26
3.2 Микроструктура и функциональные свойства гетерофазных [011]
монокристаллов сплава Ni50.2Ti37.3Hf12.5 38
ЗАКЛЮЧЕНИЕ 49
ЛИТЕРАТУРА 52
В последнее время в связи с научно-техническим прогрессом в развитии науки и техники усилилась необходимость создания различных материалов с требуемыми свойствами и характерными особенностями поведения. Одним из актуальных направлений материаловедения является разработка, исследование и модификация материалов, обладающих эффектом памяти формы (ЭПФ) и сверхэластичностью (СЭ). Благодаря разнообразным свойствам подобных материалов, обусловленным термоупругими мартенситными превращениями (МП), их применение не ограничивается конкретной отраслью и материалы с ЭПФ и СЭ используются во многих областях науки, инженерии, техники и медицины. Наиболее популярным среди данных материалов являются сплавы на основе никелида титана, поскольку данные сплавы обладают высокими характеристиками функциональных свойств - высокой обратимой деформацией при проявлении ЭПФ и СЭ, высокой прочностью, а также хорошими конструкционными, электротехническими и инструментальными свойствами - коррозионной стойкостью, жаропрочностью, биосовместимостью. Однако в поликристаллах сплавов на основе TiNi добиться высокой усталостной стабильности, высокой прочности и хороших характеристических параметров ЭПФ и СЭ путем известных термических и термомеханических обработок нелегко.
В связи с этим необходимым является исследование сплавов на основе TiNi с целью улучшения механических и функциональных характеристик. На данный момент являются недостаточно изученными и интересными в плане дальнейшего применения сплавы никелида титана, легированные такими элементами как Pt, Pd, Hf, так как возможно получение высокотемпературной сврхэластичности легированием этими элементами. Легирование TiNi около эквиатомного состава элементами Pt, Pd, Hf способствует повышению температур МП, увеличению критических напряжений образования мартенсита [1, 2]. Однако низкие прочностные свойства В2-фазы приводят к деградации циклической стабильности функциональных свойств, что сужает круг применения. Среди данных элементов в данной работе выбран Hf, как наиболее экономически обоснованный.
В монокристаллах никелида титана, обогащенных никелем (CNi > 50,5 ат. %) можно управлять характеристическими температурами мартенситных превращений и прочностными характеристиками В2-матрицы за счет выделения вторичных фаз [1 - 4].
Для управления характеристическими параметрами ЭПФ и СЭ в сплавах Ni51.0Ti36.5Hf12.5 и Ni50.2Ti37.3Hf12.5, необходимо, с одной стороны, провести сравнительный анализ характеристических параметров ЭПФ и СЭ сплавов Ni51.0Ti36.5Hf12.5 и Ni50.2Ti37.3Hf12.5. С другой стороны, выяснить зависимость этих характеристических параметров от микроструктуры и ориентации монокристалла.
Поэтому данная работа ставит целью выяснить закономерности развития термоупругих мартенситных превращений, особенности развития сверхэластичности, температурный интервал сверхэластичности в зависимости от режима старения в монокристаллах сплавов Ni51.0-xTi36.5+xHf12.5 (x = 0; 0,08), ориентированных вдоль [011]- и [001]-направлений.
Подобные исследования позволят развить представления об особенностях протекания термоупругих B2-B19’ МП под нагрузкой в сплавах TiNiHf и определить дальнейшее применение подобных материалов.
В связи с этим необходимым является исследование сплавов на основе TiNi с целью улучшения механических и функциональных характеристик. На данный момент являются недостаточно изученными и интересными в плане дальнейшего применения сплавы никелида титана, легированные такими элементами как Pt, Pd, Hf, так как возможно получение высокотемпературной сврхэластичности легированием этими элементами. Легирование TiNi около эквиатомного состава элементами Pt, Pd, Hf способствует повышению температур МП, увеличению критических напряжений образования мартенсита [1, 2]. Однако низкие прочностные свойства В2-фазы приводят к деградации циклической стабильности функциональных свойств, что сужает круг применения. Среди данных элементов в данной работе выбран Hf, как наиболее экономически обоснованный.
В монокристаллах никелида титана, обогащенных никелем (CNi > 50,5 ат. %) можно управлять характеристическими температурами мартенситных превращений и прочностными характеристиками В2-матрицы за счет выделения вторичных фаз [1 - 4].
Для управления характеристическими параметрами ЭПФ и СЭ в сплавах Ni51.0Ti36.5Hf12.5 и Ni50.2Ti37.3Hf12.5, необходимо, с одной стороны, провести сравнительный анализ характеристических параметров ЭПФ и СЭ сплавов Ni51.0Ti36.5Hf12.5 и Ni50.2Ti37.3Hf12.5. С другой стороны, выяснить зависимость этих характеристических параметров от микроструктуры и ориентации монокристалла.
Поэтому данная работа ставит целью выяснить закономерности развития термоупругих мартенситных превращений, особенности развития сверхэластичности, температурный интервал сверхэластичности в зависимости от режима старения в монокристаллах сплавов Ni51.0-xTi36.5+xHf12.5 (x = 0; 0,08), ориентированных вдоль [011]- и [001]-направлений.
Подобные исследования позволят развить представления об особенностях протекания термоупругих B2-B19’ МП под нагрузкой в сплавах TiNiHf и определить дальнейшее применение подобных материалов.
1. Экспериментально установлено, что старение [001]в2-монокристаллов сплава Ni51.0Ti36.5Hf12.5 и [011]В2-монокристаллов сплава Ni50.2Ti37.3Hf12.5 приводит к выделению дисперсных частиц H-фазы с гранецентрированной орторомбической решеткой, объемная доля которых достигает 30 %. Частицы Ti3Ni4, характерные для высоконикелевых сплавов TiNi (с содержанием Ni > 50,5 ат. %), не обнаружены ни в одном из исследованных состояний в кристаллах сплава Ni51.0Ti36.5Hf12.5.
2. Показана возможность управления размером частиц H-фазы и числом их вариантов за счет вариации температур старения и приложения внешнего одноосного напряжения в процессе старения.
- Старение 873 К, 3 ч монокристаллов сплава Ni51.0Ti36.5Hf12.5 в свободном состоянии приводит к выделению 6 кристаллографических вариантов частиц H-фазы эллипсоидальной формы длиной 40 - 45 нм, вытянутых вдоль направлений типа <011>В2. Старение при более низкой температуре 773 К, 3 ч монокристаллов сплава Ni50.2Ti37.3Hf12.5 приводит к уменьшению размера частиц H-фазы до 15 нм и появлению дополнительных рефлексов на микродифракционной картине, соответствующих частицам H'- фазы.
- Сжимающие напряжения z = 150 МПа, приложенные вдоль
[001]B2- и [011^2-направлений, в ходе старения приводят к
ориентированному росту частиц H-фазы, которые являются источником внутренних ориентированных напряжений.
- Медленное охлаждение после роста монокристаллов сплава Ni51.0Ti36.5Hf12.5 и после отжига 1323 К 8 ч монокристаллов сплава Ni50.2Ti37.3Hf12.5 способствует выделению частиц H-фазы длиной 140 нм и 100 нм, соответственно.
3. Вне зависимости от структурного состояния развитие обратимых мартенситных превращений под нагрузкой в [001]В2-монокристаллах сплава Ni51.0Ti36.5Hf12.5 протекает при высоких внешних осевых напряжениях до
2000 МПа с высоким коэффициентом деформационного упрочнения 0 = 20 ^ 35 ГПа, малыми значениями обратимой деформации до |есэ| = (1,1 ± 0,3) % и широким механическим гистерезисом До до 400 МПа. В исследуемых состояниях монокристаллов сплава Ni50.2Ti37.3Hf12.5 обратимые термоупругие B2 - B19' мартенситные превращения под нагрузкой
наблюдаются при меньших внешних осевых напряжениях около 1500 МПа, с обратимой деформацией при проявлении эффекта памяти формы |еЭПФ| до (2,6 ± 0,3) % и сверхэластичности |есэ| до (2,5 ± 0,3) %.
4. Температурный интервал сверхэластичности в исследованных монокристаллах определяется термической и термомеханической обработкой, которая позволяет управлять температурами мартенситных превращений, критическими напряжениями образования мартенсита, прочностными свойствами В2-фазы, коэффициентом температурного роста критических напряжений образования мартенсита а = dz/dT.
- В монокристаллах Ni51.0Ti36.5Hf12.5 минимальный температурный интервал сверхэластичности наблюдается в исходном состоянии и составляет 80 К, при этом величина а = 10,1 МПа-К-1 имеет максимальные значения. Максимальный температурный интервал сверхэластичности 145 К наблюдается в монокристаллах после отжига, для которых а в 2 раза меньше и составляет а = 5,2 МПа-К-1.
- В монокристаллах Ni50.2Ti37.3Hf12.5 близкие значения
а = 5,7 ^ 7,4 МПа-К-1 во всех исследуемых состояниях приводят к близким температурным интервалам сверхэластичности ДTСЭ = 90 ^ 110 К. Однако упрочнение аустенитной фазы за счет выделения частиц при старении 773 К приводят к сдвигу температурного интервала сверхэластичности в сторону более высоких температур на 25 К.
5. Старение под сжимающей нагрузкой вдоль [001 ]В2- и
[011]В2-направлений в монокристаллах сплавов Ni51.0Ti36.5Hf12.5 и
Ni50.2Ti37.3Hf12.5, соответственно, по сравнению с состаренными в свободном состоянии способствует:
- в Ni51.0Ti36.5Hf12.5 увеличению коэффициента а = dzcr/dT, увеличению температур конца обратного мартенситного превращения Af, снижению критических напряжений образования мартенсита и смещению температурного интервала сверхэластичности в сторону высоких температур;
- в Ni50.2Ti37.3Hf12.5, наоборот, снижению величины а и температуры Af, повышению критических напряжений образования мартенсита и расширению температурного интервала сверхэластичности в сторону низких температур.
Это свидетельствует о том, что в [001]-монокристаллах сплава Ni51.0Ti36.5Hf12.5 внутренние ориентированные поля напряжений и внешние осевые сжимающие напряжения сонаправлены, а в [011]-монокристаллах сплава Ni50.2Ti37.3Hf12.5 - направлены противоположно.
2. Показана возможность управления размером частиц H-фазы и числом их вариантов за счет вариации температур старения и приложения внешнего одноосного напряжения в процессе старения.
- Старение 873 К, 3 ч монокристаллов сплава Ni51.0Ti36.5Hf12.5 в свободном состоянии приводит к выделению 6 кристаллографических вариантов частиц H-фазы эллипсоидальной формы длиной 40 - 45 нм, вытянутых вдоль направлений типа <011>В2. Старение при более низкой температуре 773 К, 3 ч монокристаллов сплава Ni50.2Ti37.3Hf12.5 приводит к уменьшению размера частиц H-фазы до 15 нм и появлению дополнительных рефлексов на микродифракционной картине, соответствующих частицам H'- фазы.
- Сжимающие напряжения z = 150 МПа, приложенные вдоль
[001]B2- и [011^2-направлений, в ходе старения приводят к
ориентированному росту частиц H-фазы, которые являются источником внутренних ориентированных напряжений.
- Медленное охлаждение после роста монокристаллов сплава Ni51.0Ti36.5Hf12.5 и после отжига 1323 К 8 ч монокристаллов сплава Ni50.2Ti37.3Hf12.5 способствует выделению частиц H-фазы длиной 140 нм и 100 нм, соответственно.
3. Вне зависимости от структурного состояния развитие обратимых мартенситных превращений под нагрузкой в [001]В2-монокристаллах сплава Ni51.0Ti36.5Hf12.5 протекает при высоких внешних осевых напряжениях до
2000 МПа с высоким коэффициентом деформационного упрочнения 0 = 20 ^ 35 ГПа, малыми значениями обратимой деформации до |есэ| = (1,1 ± 0,3) % и широким механическим гистерезисом До до 400 МПа. В исследуемых состояниях монокристаллов сплава Ni50.2Ti37.3Hf12.5 обратимые термоупругие B2 - B19' мартенситные превращения под нагрузкой
наблюдаются при меньших внешних осевых напряжениях около 1500 МПа, с обратимой деформацией при проявлении эффекта памяти формы |еЭПФ| до (2,6 ± 0,3) % и сверхэластичности |есэ| до (2,5 ± 0,3) %.
4. Температурный интервал сверхэластичности в исследованных монокристаллах определяется термической и термомеханической обработкой, которая позволяет управлять температурами мартенситных превращений, критическими напряжениями образования мартенсита, прочностными свойствами В2-фазы, коэффициентом температурного роста критических напряжений образования мартенсита а = dz/dT.
- В монокристаллах Ni51.0Ti36.5Hf12.5 минимальный температурный интервал сверхэластичности наблюдается в исходном состоянии и составляет 80 К, при этом величина а = 10,1 МПа-К-1 имеет максимальные значения. Максимальный температурный интервал сверхэластичности 145 К наблюдается в монокристаллах после отжига, для которых а в 2 раза меньше и составляет а = 5,2 МПа-К-1.
- В монокристаллах Ni50.2Ti37.3Hf12.5 близкие значения
а = 5,7 ^ 7,4 МПа-К-1 во всех исследуемых состояниях приводят к близким температурным интервалам сверхэластичности ДTСЭ = 90 ^ 110 К. Однако упрочнение аустенитной фазы за счет выделения частиц при старении 773 К приводят к сдвигу температурного интервала сверхэластичности в сторону более высоких температур на 25 К.
5. Старение под сжимающей нагрузкой вдоль [001 ]В2- и
[011]В2-направлений в монокристаллах сплавов Ni51.0Ti36.5Hf12.5 и
Ni50.2Ti37.3Hf12.5, соответственно, по сравнению с состаренными в свободном состоянии способствует:
- в Ni51.0Ti36.5Hf12.5 увеличению коэффициента а = dzcr/dT, увеличению температур конца обратного мартенситного превращения Af, снижению критических напряжений образования мартенсита и смещению температурного интервала сверхэластичности в сторону высоких температур;
- в Ni50.2Ti37.3Hf12.5, наоборот, снижению величины а и температуры Af, повышению критических напряжений образования мартенсита и расширению температурного интервала сверхэластичности в сторону низких температур.
Это свидетельствует о том, что в [001]-монокристаллах сплава Ni51.0Ti36.5Hf12.5 внутренние ориентированные поля напряжений и внешние осевые сжимающие напряжения сонаправлены, а в [011]-монокристаллах сплава Ni50.2Ti37.3Hf12.5 - направлены противоположно.
