Структурные превращения и эволюция мезоструктуры при деформировании гетерогенно-слоевых сплавов на основе TiNi

Структурные превращения и эволюция мезоструктуры при деформировании гетерогенно-слоевых сплавов на основе

В.Н. Гришков, А.И. Лотков, В.Н. Тимкин

Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия

Исследована эволюция мезоструктуры в многослойной диффузионной зоне азотированного Т№ на разных стадиях изотермического (300 К) растяжения. Основные результаты заключаются в следующем. Присутствие при 300 К в составе диффузионной зоны В2-фазы, способной испытывать при нагружении деформационные мартенситные превращения, обеспечивает эффективную релаксацию внутренних напряжений вблизи микротрещин и в объеме диффузионной зоны. Формирование деформационного мартенсита В19' блокирует рост микротрещин во внутренние слои диффузионной зоны. Процессы пластической деформации развиваются тогда, когда ресурсы релаксации внутренних напряжений формированием деформационных мартенситных фаз исчерпаны.

Structure transformation and mesostructure evolution in the course of deformation of TiNi-based heterogeneous layered alloys

V.N. Grishkov, A.I. Lotkov, and V.N. Timkin

Consideration is given to the mesostructure evolution, which observed under isothermal (300 K) tension in the multilayer diffusion zone of nitrided TiNi alloy. The chief results are following. The stress-induced B2 ^ B19' martensitic transformation, which takes place under tension, provides effective relaxation of internal stresses in the vicinity of microcracks and in the bulk of a diffusion zone. The appearance of strain-induced B19' martensitic phase blocks the microcrack growth into inner diffusion zone layers. Plastic deformation strain starts when resources of internal strain-induced martensitic phases are exhausted.

1. Введение

Исследования закономерностей формирования структуры поверхностных зон при контактных взаимодействиях сплавов с различными атмосферами и свойства возникающих при этом гетерогенно-слоевых композитов важны не только для развития фундаментальных представлений физики фазовых переходов в твердых телах, но и являются основой для оценки перспектив практического использования этих материалов.

Сплавы на основе Ті№, испытывающие мартенситные превращения В2 ^ В19', В2 ^ R ^ В19' (В2, R, В19' — кубическая, ромбоэдрическая и моноклинная фазы соответственно), обладают уникальными по величине эффектами памяти формы и сверхэластичности [1]. Гетерогенно-слоевые композиты на их основе получены модификацией структуры приповерхностных слоев методом ионного азотирования в разреженной атмосфере аммиака и подробно изучались в [2-4]. Было показано, что в процессе ионного азотирования при 1073 К сплава Ті№ (~50.0 ат. % №), имеющего при 300 К исходную монофазную структуру мартенсита

В19', формируется диффузионная зона, глубина которой зависит от длительности азотирования (tn) и которая характеризуется мультислоевым строением с плавным изменением фазового состава (т.е. без четко выраженных границ между внутренними слоями). После азотирования в течение 1-4 ч фазовый состав, изученный при 300 K, меняется по сечению диффузионной зоны в следующей последовательности: 5-TiN (слой 1) ^ 5-TiN + Ti4Ni2N + B2 (слой 2) ^ B2 ^ B2 + R + B19' ^ B19' (слой 3). В [2, 3] было показано, что стабилизация при 300 K сдвигонеустойчивой фазы B2-TiNi из состава диффузионной зоны обусловлена ее обогащением никелем относительно состава исходного сплава. В циклах «охлаждение - нагрев» ниже 300 K В2-фаза TiNi, локализованная в диффузионной зоне, способна испытывать обратимое мартенситное превращение, что обуславливает сохранение значительного по величине эффекта памяти формы в азотированных сплавах [4].

В данной работе представлены результаты исследований эволюции мезоструктуры в процессе изотермического растяжения (in situ при 300 K) гетерогенно-слое-

© Гришков B.H., Лотков А.И., Тимкин B.H., 2004

вых композитов на основе сплава TiNi (~50.0 ат. % Ni, как и в [2-4]), полученных методом ионного азотирования при 1073 K в разреженной атмосфере аммиака.

2. Материалы и методика

Образцы для исследований (1x3x20 мм) готовили из проката сплава TiNi (50±0.06 ат. % Ni) электроэро-зионным методом. Затем их отжигали в вакууме (1 ч при 1073 K с последующим охлаждением). Температура начала мартенситного превращения В2 ^ В19' при охлаждении (MH) равна 347 ± 5 K, температура его завершения (MK) — 317 ± 5 K. При 300 K образцы имели монофазную структуру моноклинного мартенсита В19'.

Азотирование проводили при 1073 K ± 10 K при пониженном давлении атмосферы аммиака (200 Па). После азотирования с боковых поверхностей удаляли слои 1, 2 и часть слоя 3 (см. рис. 2), а затем готовили шлифы для металлографических исследований (две других плоскости изолировали от взаимодействия с электролитом на заключительной стадии их изготовления).

Деформирование растяжением при 300 K проводили на испытательной машине ИМАШ-2076, оборудованной оптико-телевизионным комплексом TOMSC, который позволяет получать in situ изображение поверхности образца через определенные временные интервалы.

3. Экспериментальные результаты

На рис. 1 приведены зависимости «напряжение -деформация» исходного и азотированных образцов TiNi. На зависимостях а-е выделены основные стадии процесса деформации (I - IV), протяженность которых определяется временем азотирования tn.

На рис. 2 представлена боковая грань азотированного образца (tn = 4 ч), отвечающая поперечному сечению диффузионной зоны. Граница диффузионной зоны с центральными областями образца, сохранившими структуру исходного сплава, соответствует нижнему краю рис. 2. Более темная верхняя часть снимков соответствует постепенному переходу от слоя 3 к слою 2 и далее к тонкому слою 1 из мононитрида титана.

Рис. 1. Зависимость а-е, полученная при растяжении Т№ в исходном состоянии (1) и после азотирования при 1 073 К в течение 1 (2) и 4 (5) часов; точки а, б и в соответствуют обозначениям на рис. 2

Из рис. 2, а видно, что на начальном этапе деформирования в диффузионной зоне не происходит изменений структуры мезомасштабного уровня. При увеличении напряжений (рис. 2, б) до значений, соответствующих стадии II, в слое 3 формируется пластиноподобный мартенситный рельеф (М, рис. 2, б') с преимущественной ориентацией вдоль направления внешнего напряжения и ± 45° к нему. На этой же стадии деформирования пакеты мартенсита В19' с подобной ориентацией появляются и в слое 2 (М2, рис. 2, б'), а вблизи нижней границы диффузионной зоны наблюдаются зарождение и рост полос локализованной деформации (ПЛД, рис. 2, б'). При переходе на стадию III полосы локализованной деформации становятся более отчетливыми с ярко выраженной ориентацией в сопряженных направлениях максимальных действующих напряжений, фрагментируя структуру диффузионной зоны с характерными размерами фрагментов 50 мкм (рис. 2, в, в').

Увеличение объемной доли нитридов 5-ТЫ и Т14№2К в слое 2 и снижение пластичности (хрупкое разрушение при растяжении) в результате обогащения В2-фазы Т№ никелем [5, 6] в образцах с большой длительностью азотирования (2-4 ч) приводит к тому, что иерархия деформационных мезоструктур разного масштабного уровня в конце стадии III и на стадии IV иная, чем в образцах с меньшей длительностью азотирования. Поэтому особый интерес представляет анализ закономерностей деформационного микрорельефа диффузионной зоны образцов с tn < 2 ч. На рис. 3 представлен микрорельеф диффузионной зоны, полученный на боковой грани образца, азотированного в течение 1 ч, после разрыва в процессе растяжения при 300 К. Фрагмент соответствует примерно середине слоя 3 из состава диффузионной зоны (рис. 2, а'; слои 1, 2 и верхняя часть слоя 3 удалены с боковой грани образца до начала деформирования) и расположен вдали (~6 мм) от места разрыва. Таким образом, обнажен слой диффузионной зоны, который до деформации в основном содержит В2-фазу Т№.

Глубина проникновения ветвящихся первичных микротрещин (МК1, рис. 3,б) коррелирует с толщиной слоя 2, а ширина их раскрытия не превышает 20 мкм. Вблизи каждой первичной микротрещины наблюдается сложный деформационный рельеф кратерообразной формы. Высота рельефа постепенно уменьшается при удалении от поверхности образцов к нижней границе диффузионной зоны. Диаметр подобных областей соответствует общей толщине диффузионной зоны (~ 180 мкм). Внутри них (особенно вблизи вершин ветвящихся микротрещин) отчетливо заметны пакеты пластиноподобного деформационного мартенсита В19' (М, рис. 3, б).

В промежутках между областями деформационного рельефа от первичных микротрещин выделяются мезо-

Рис. 2. Эволюция мезоструктуры азотированного Т№

объемы вблизи поверхности образцов со своими особенностями деформационного рельефа (рис. 3, а). В них заметна система узких вторичных микротрещин во внешнем слое 5-ТЫ (МК2, рис. 3, б), от которых вглубь слоя 2 распространяется тонкий полосчатый микрорельеф, ориентированный под углом ± 45° к направлению внешнего растягивающего напряжения.

Общим элементом мезоструктуры диффузионной зоны деформированных образцов (как для деформированных областей в окрестности первичных микротрещин, так и для объемов сплава между ними) является характерный слоевой рельеф на первоначально ровной поверхности боковой грани.

4. Обсуждение результатов

Стадийный характер зависимости а-е при растяжении образцов сплавов на основе Т№ с содержанием никеля 50.0-50.5 ат. % является типичным [5] и обусловлен следующими процессами. Стадия I — квази-упругая деформация исходного мартенсита В19' со всеми возможными кристаллографическими ориентациями мартенситных доменов. При увеличении а (стадия II) происходит рост объемной доли доменов мартенсита В19', ориентированных преимущественно

вдоль направления растягивающего напряжения и в направлениях, соответствующих максимальным действующим напряжениям (± 45° к направлению растяжения) [5, 6]. Это сопровождается интенсивным накоплением неупругой деформации е при малом увеличении а. На стадиях III и IV развиваются процессы пластической деформации материала, завершающиеся разрушением образцов. Подобные деформационные процессы развиваются в исходном образце и в центральной (немодифицированной) части азотированных образцов. В диффузионной зоне, включающей в себя В2-фазу с плавно возрастающим содержанием никеля от ~ 50 ат. % (исходный сплав вблизи нижней границы диффузионной зоны) до ~51 ат. % (в слое 2 после 1 ч азотирования [2, 7]), деформационные процессы имеют свои особенности, обусловленные прежде всего упрочнением В2 фазы [5] и резким понижением температур мартенситных превращений в В19'-мартенсите [8], пропорциональных избытку N1 относительно эквиатомного состава.

Формирование деформационного мартенсита В19', сопровождающееся появлением соответствующего микрорельефа, начинается уже в конце стадии I (рис. 1) в слое 3 вблизи нижней границы диффузионной зоны,

Рис. 3. Мезоструктура на боковой грани азотированного образца (1 ч, 1 073 К) Т1№ после его разрушения в процессе деформации растяжением (а) с указанием основных элементов (б). Обозначения элементов приведены в тексте

где В2-фаза минимально обогащена никелем относительно исходного сплава и где температура начала мар-тенситного превращения В2 ^ В19' близка к 300 К. В этой области диффузионной зоны даже небольшой рост растягивающего напряжения стимулирует мартенсит-ные превращения. Фронт превращения по мере увеличения а смещается в направлении слоя 2 и внешнего слоя 1 (5-Т№). В конце стадии II (рис. 1), когда мартен-ситное превращение завершается в объеме слоя 3 и (частично) в слое 2, в диффузионной зоне, так же как и в центральных областях со структурой исходного сплава, развиваются процессы пластической деформации мартенсита В19'. При этом полосы локализованной деформации зарождаются вблизи нижней границы диффузионной зоны преимущественно на стыках пакетов мартенсита В19' трех ориентаций (вдоль направления растяжения и ± 45° к нему), являющихся слабыми мезо-концентраторами напряжений, и распространяются в обе стороны от этой границы. На стадиях III и IV развиваются наиболее мощные мезоконцентраторы напряжений в виде первичных и вторичных микротрещин, которые обуславливают формирование характерного микрорельефа, отражающего симметрию полей соответствующих напряжений: например, кратероподобный рельеф вблизи первичных микротрещин (рис. 3). Их уровень достаточен для реализации при 300 К частичного деформационного мартенситного превращения даже в В2-фазе с высоким содержанием N1 (до ~51 ат. %) и формирования микрополос локализованной деформации (полосчатый рельеф (ПР, рис. 3, б)) в слое 2, имеющем структуру твердого сплава на основе нитрида

5-TiN, азотсодержащей фазы Ti4Ni2N и демпфирующей связки В2-^Ж Мелкокристаллическая структура слоя 2 [2, 3] и развитие деформационного мартенситного превращения вблизи вершин микротрещин затрудняет их рост в диффузионной зоне и обуславливает ветвление микротрещин, что дополнительно блокирует их проникновение в слой 3.

Природа формирования слоистого микрорельефа в целом всей диффузионной зоны с ориентацией микрослоев вдоль направления растяжения обусловлена, по-видимому, спецификой тонкого послойного изменения ее химического состава в процессе азотирования и соответственно модуляцией микроструктуры продуктов деформационных мартенситных превращений.

Работа выполнена при финансовой поддержке комплексного интеграционного проекта СО РАН (проект № 24, Постановление Президиума СО РАН № 62 от 21.02.2003).

5. Выводы

Представленные результаты показывают, что структура диффузионной зоны в азотированном TiNi, характеризующаяся плавным изменением ее фазового состава и химического состава В2-фазы, обуславливает эффективную релаксацию напряжений вокруг мезокон-центраторов, появляющихся в процессе растяжения, развитием деформационных мартенситных превращений. При этом блокируется проникновение микротрещин из внешнего нитридного слоя вглубь диффузионной зоны, а плавное изменение фазового состава на границах соседних слоев исключает влияние этих границ на деформационные процессы в диффузионной зоне в качестве дополнительных мезоконцентраторов напряжений.

Литература

1. Корнилов И.И., Белоусов O.K., Качур Е.В. Никелид титана и другие сплавы с эффектом «памяти». - М.: Наука, 1977. - 180 с.

2. Гришков В.Н., Слосман А.И., Лотков А.И., Тимкин В.Н. Эволюция фа-

зового состава и микроструктуры поверхностного слоя никелида титана в результате ионного азотирования // Сб. трудов «Механика и машиностроение». - Томск: Томский политехнический университет, 2000. -С. 166-175.

3. Гришков В.Н., Лотков А.И., Тимкин В.Н. Фазовый состав диффузионной зоны никелида титана после ионного азотирования // Физика и химия обработки материалов. - 2002. - № 1. - С. 12-18.

4. Гришков В.Н., Лотков А.И., Тимкин В.Н. Мартенситные превращения

и эффект памяти формы азотированного никелида титана // Физ. мезо-мех. - 2002. - Т. 5. - № 4. - С. 105-112.

5. ОцукаК., Семидзу К., Судзуки Ю., Секичути Ю., Тадаки Ц., Хомма Т., Миядзаки С. Сплавы с эффектом памяти формы. - М.: Металлургия, 1990. - 224 с.

6. YongLiu, ZeliandXie, J. Van Numbeeck, Lue Delaey. Deformation of shape memory alloys associated with twinned domains re-configuration // Mater. Sci. and Eng. - 1999. - A273-275. - P. 679-784.

7. Grishkov V.N., Lotkov A.I., Tmkin VN. The evolution of phase composition, microstructure and martensitic transformations in diffusion zone of nitrided TiNi under tension // Proc. Int. Conf. on Martensitic Transformations ICOMAT’02. Espoo, Finland, 10-14 June, 2002. - J. de Physique IV. France. - 2003. V. 112. - Part II. - P. 795-798.

8. Гришков В.Н., Лотков А.И. Мартенситные превращения в области го-

могенности интерметаллида TiNi // ФММ. - 1985. - Т. 60. - Вып. 2. -С.351-355.