Влияние температуры интенсивной пластической деформации на микроструктуру и мартенситные превращения в никелиде титана

Влияние температуры интенсивной пластической деформации на микроструктуру и мартенситные превращения в никелиде титана

В.Н. Гришков, А.И. Лотков, Е.Ф. Дударев1, Н.В. Гирсова, А.А. Табаченко1

Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия 1 Сибирский физико-технический институт, Томск, 634050, Россия

В работе представлены результаты исследований влияния трехсторонней ковки при 873...673 K на микроструктуру, фазовый состав и мартенситные превращения в никелиде титана. Показано, что при понижении температуры ковки увеличивается объемная доля субмикрокристаллической фракции, а после ковки при 673 K субмикрокристаллическая фракция преобладает, присутствует наноструктурная фракция (~30 %) и встречаются единичные зерна размером ~ 1 мкм. Установлена корреляция размеров фрагментов зеренно-субзеренной структуры TiNi с их фазовым составом. Обнаружена смена последовательности мартенситных превращений при охлаждении образцов, деформированных при 873...673 K.

Effect of the temperature of severe plastic deformation on the microstructure and martensitic transformations in titanium nickelide

V.N. Grishkov, A.I. Lotkov, E.F. Dudarev1, N.V. Girsova, A.A. Tabachenko1

Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634021, Russia 1 Siberian Physical-Technical Institute, Tomsk, 634050, Russia

The paper studies the influence of three-directional forging at 873...673 K on the microstructure, phase composition and martensitic transformations in titanium nickelide. It is shown that at forging temperature reduction the submicrocrystalline volume fraction increases. After forging at 673 K the submicrocrystalline volume is the largest as well as one can see the nanostructural fraction (~30 %) and individual grains ~ 1 ^m in size. We have revealed that the size of fragments of the grain-subgrain TiNi structure correlates with their phase composition. The sequence of martensitic transformations at cooling of specimens deformed at 873...673 K is found to change.

1. Введение

Актуальным направлением современной механики деформируемого твердого тела является исследование структуры и свойств наноструктурных материалов и разработка новых технологий их получения. При этом широко применяются методы интенсивной пластической деформации [1], позволяющие получать объемные

беспористые металлы и сплавы в субмикрокристалли-ческом и наноструктурном состояниях. Среди сплавов на основе интерметаллидов выделяются сплавы на основе никелида титана со сдвигонеустойчивой В2-фазой, испытывающие термоупругие мартенситные превращения в ромбоэдрическую R- или моноклинную В19'-фазы

и обладающие уникальными функциональными свойствами (эффекты памяти формы и сверхэластичность). Наноструктурные образцы сплавов на основе в ви-

де тонких дисков получены кручением под высоким давлением и в виде лент рекристаллизацией из аморфного состояния; массивные образцы с субмикрокристаллической структурой (-35 см3) получены методом равноканального углового прессования при 723 К, когда реализуются процессы динамической рекристаллизации, но снизить температуру прессования пока не удается [2]. В связи с этим особый интерес представляет метод интенсивной пластической деформации ковкой с переменой оси деформирования («аЬс»-прессование), кото-

© Гришков В.Н., Лотков А.И., Дударев Е.Ф., Гирсова Н.В., Табаченко А.А., 2006

рый успешно применяется при пониженных температурах для получения субмикрокристаллических и наноструктурных титановых сплавов [3].

Цель данной работы — представить результаты исследования влияния трехсторонней ковки при температурах 873...673 К на структуру, фазовый состав, последовательность и температуры мартенситного превращения в никелиде титана (-50.2 ат. % N1).

2. Методика исследования

Трехсторонняя ковка образцов кубической формы (20 см3) включала многократное повторение в изотермическом режиме операций свободной осадки в трех взаимноперпендикулярных направлениях. Суммарная деформация вдоль каждого направления одинакова для всех температур ковки и достигала ~70%. Температуру ковки каждого образца последовательно понижали с интервалом 50-100К от 873 до 673 К. После ковки при Т> 673 К деформированные образцы, сохранявшие приблизительно кубическую форму, не имели следов растрескивания. На каждой стадии ковки методами оптической металлографии, электронной микроскопии (ЭМ-125 К), температурной резистометрии и рентгеновской дифрактометрии (ДРОН-7, ДРОН-3М) проводили исследования структуры, фазового состава, последовательности и температур мартенситного превращения в деформированных образцах.

3. Экспериментальные результаты и их обсуждение

Исходные образцы обладают крупнозернистой микроструктурой. Зерна имеют преимущественно неравноосную форму с максимальным соотношением длины к размеру поперечного сечения 3:1. В составе микроструктуры крупнозернистых образцов присутствуют зерна, размер которых в направлении вытянутости их формы составляет от 20 до 70 мкм. При охлаждении ниже температуры начала мартенситного превращения Мн = 333 К в них реализовалось превращение В2 ^ В19'. При охлаждении ниже Мк = 306 К (завер-

шение превращения) в крупнозернистых образцах рен-генографически наблюдали только фазу В19'. Электронно-микроскопические исследования показали, что двойниковая фаза В19' имеет пластиноподобную морфологию (длина пластин достигает 5 мкм, ширина — до 1 мкм, рис. 1, а, б). В мартенситной фазе встречаются У-образные агрегаты пластинчатых доменов (рис. 1, б), отражающих процессы самоаккомодации при их росте. Анализ фазового состава локальных микрообъемов показал, что в крупнозернистых образцах при 295 К (ниже Мн) присутствуют тонкие (<0.3 мкм) фрагменты остаточной В2-фазы (фрагмент 2 на рис. 1, а, г), не обнаруживаемые методом рентгеновской дифрактометрии (их объемная доля менее 3...5%).

После ковки при 873 и 773К сохраняется крупнозернистое состояние образцов сплава, но размер зерен уменьшается (до 10...40мкм после деформирования при 873 К). После ковки при 723 К размеры отдельных зерен достигают 5...10 мкм, но их объемная доля мала (оценочно менее 30 %), а в остальных областях этих образцов мелкозернистая структура практически не разрешается при металлографическом исследовании. Рентгеноструктурные исследования показали, что после ковки при Т> 723 К изменений фазового состава сплава при 295 К не наблюдается. После ковки при 673 К в процессе охлаждения образцов до 295 К формируется двухфазная структура сплава, включающая R и В19' мартенситные фазы.

Данные рентгеноструктурного анализа коррелируют с результатами электронно-микроскопических исследований фазового состава и микроструктуры деформированных образцов. Типичный вид микроструктуры в объеме образцов Ті№ после деформирования при 673 К представлен на рис. 2. Видно, что микроструктура сплава неоднородна. В ее составе присутствуют обширные мезомасштабные области (характерный размер

4...4.5 мкм) с квазирегулярным распределением неравноосных зерен (рис. 2, а). Коэффициент неравнооснос-ти фрагментов структуры, локализованных внутри подобных областей, меняется от 3 до 10, а максимальный их размер достигает 700 нм (рис. 2, б). Соседние зерна

Рис. 1. Микроструктура крупнозернистых образцов никелида титана: светлопольное изображение (а); темнопольное изображение (рефлекс (111) В19') (б), микроэлектронограммы (в, г) локальных областей, отмеченных цифрами 1 и 2 соответственно на фрагменте а

Рис. 2. Электронно-микроскопическое изображение зеренно-субзеренной микроструктуры образца после деформирования при 673 К: светлое поле

этого типа имеют высокоугловые границы (разориен-тация решеток достигает 17°). Внутри них видны фрагменты меньшего масштабного уровня, размер которых около 100...150 нм. Соседние фрагменты внутризерен-ной субструктуры этого типа имеют малоугловые раз-ориентировки. В мезомасштабных областях иногда встречаются крупные зерна, размер которых достигает

1...1.5 мкм, имеющие, как правило, неравноосную форму и тонкую внутреннюю субзеренную структуру с малоугловыми разориентировками соседних фрагментов размером 300...400 нм. В областях, содержащих зерна размером до 1...1.5 мкм и/или скоррелированное распределение неравноосных зерен, наблюдаются повышенная плотность дислокаций и экстинкционные контуры, что указывает на присутствие в них значительных внутренних напряжений. В составе этих областей в основном присутствует мартенситная фаза В19' и, по-видимому, остаточная фаза (Я или В2), не испытавшая превращения при охлаждении образцов до 295К после ковки при 673 К.

Кроме мезомасштабных областей с субмикрокрис-таллической (преимущественно) внутренней структурой, рассмотренной выше, в образцах, прокованных при 673 К, присутствуют области второго типа со значитель-

но более мелкодисперсной структурой (рис. 3). Из рис. 3, а и б отчетливо видно, что эти области имеют форму полос, оконтуривающих более масштабные фрагменты микроструктуры деформированных образцов. Ширина этих полос не превосходит ~2 мкм. Мик-родифракционные картины, полученные от этих областей, имеют кольцевой вид с высокой плотностью рефлексов, распределенных приблизительно равномерно вдоль колец (рис. 3, а). По морфологическому признаку в данных областях выделяются равноосные зерна (размер от 20 до 150 нм) и более крупные зерна размером

150...300 нм с неправильной либо вытянутой формой, внутри которых наблюдаются отчетливо разрешенные пластиноподобные домены мартенситной фазы В19' (рис. 3, в, г). Равноосные зерна имеют структуру высокотемпературной В2-фазы. Таким образом, после трехсторонней ковки при 673 К возникает смешанная микроструктура сплава, состоящая в основном из субмикро-кристаллической фракции (размер фрагментов зеренно-субзеренной структуры 100...700 нм) с редкими включениями мелкозернистой фракции (размер зерен менее 1.5 мкм) и наноструктурной фракции (размер зерен

20...100 нм). При этом в целом весь спектр размеров фрагментов зеренно-субзеренной структуры при пони-

Рис. 3. Электронно-микроскопические светлопольные (а, в) и темнопольные (б, г) изображения микроструктуры областей с наиболее мелкими фрагментами зеренно-субзеренной структуры образцов, деформированных при 673 К

жении температуры деформирования от 873 до 673 К смещается в область субмикронного масштаба.

В результате обобщения данных электронно-микроскопических исследований, проведенных при 295 К, выявлена тенденция к корреляции фазового состава фрагментов зеренно-субзеренной структуры деформированного с их размерами. После ковки при повышенных температурах (873 и 773 К), когда в структуре образцов сосуществуют крупнозернистая и мелкозернистая фракции, практически все зерна при 295 К состоят из доменов мартенситной фазы В19', и только при электронномикроскопическом исследовании выявляются тонкие прослойки и микрообъемы наноструктурного масштаба с остаточной В2-фазой, подобные присутствующим и в крупнозернистом состоянии образцов сплава после закалки от 1073 К. В деформированных образцах после ковки при 673 К в наиболее крупных зернах размером

1...1.5мкм и в субмикрокристаллической фракции с размером фрагментов зеренно-субзеренной структуры

500...700 нм также в основном наблюдается превращение в фазы В19'. Однако в микрообъемах деформированных образцов, содержащих фрагменты субмикро-кристаллической фракции с размерами 100...500 нм, при 295 К фиксируется двухфазное состояние В19' + Я или В19' + В2, причем объемная доля Я- и/или В2-фаз явно увеличивается при приближении к нижней границе этого интервала размеров фракций. Микрообъемы с наноструктурной фракцией, возникающие после деформирования образцов при 673 К, имеют структуру В2-фазы.

Результаты исследований методами температурной рентгеновской дифрактометрии и температурной резис-тометрии хорошо согласуются с данными электронномикроскопических исследований. Установлено, что после ковки при 873...673 К последовательность превращений меняется от В2 ^ В19' в исходном крупнозернистом сплаве к В2 ^ Я ^ В19' при субмикрокрис-таллической и нанокристаллической микроструктурах, а последовательность мартенситного превращения в процессе нагрева (В19' ^ В2) не меняется при изменении микроструктуры. При этом температуры начала превращений в Я- и В19'-фазу при охлаждении и температуры превращения В19' ^ В2 при нагреве понижаются на 10 градусов, а температура завершения формиро-

вания мартенситной фазы B19' (Mк) понижается на ~50 градусов.

4. Заключение

Установлено, что при понижении температуры ковки от 873 до 673 K наблюдается закономерная эволюция микроструктуры в образцах никелида титана от исходной крупнозернистой до ультрамелкозернистой: в образцах преобладает субмикрокристаллическая фракция, и присутствует наноструктурная фракция. Показано, что формирование наноструктурной фракции эффективно реализуется в областях локализации деформации в процессе ковки, а ограниченные этими областями мезо-объемы имеют субмикрокристаллическое строение.

Обнаружена корреляция размеров фрагментов зерен-но-субзеренной структуры с их фазовым составом. При уменьшении размеров субмикрокристаллических фрагментов от 700 до 100 нм их фазовый состав меняется от монофазного (мартенситная фаза B19') до двухфазного (B19' + R и/или B19 + В2), а нанокристаллическая фракция имеет при 295 K структуру В2-фазы. Однако отсутствие заметной (более 3...5 %) объемной доли остаточных R- или В2-фаз при температурах ниже M к показывает, что как субмикрокристаллическая, так и нанокристаллическая фракции превращаются в мартенситную фазу B19' (по крайней мере в зернах с размером более 20 нм). Следовательно, в ультрамелкозернистом состоянии, полученном трехсторонней ковкой, образцы никелида титана должны обладать эффектом памяти формы.

Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (грант № 05-08-33381) и комплексного интеграционного проекта СО РАН № 8.9 Программы фундаментальных исследований Президиума РАН №2 8.

Литература

1. ВалиевР.З., Александров И.В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. - М.: Логос, 2000. - 272 с.

2. Pushin V.G., Valiev R.Z., Yurchenko L.I. Processing of nanostructured TiNi shape memory alloys: Methods, structures, properties, applications // J. Phys. IV. France. - 2003. - V. 112. - P. 659-662.

3. Салищев Г.А., Галеев P.M., Жеребцов С.В. и др. Механические свойства титанового сплава ВТ6 с микрокристаллической и субмикрокристаллической структурами // Металлы. - 1999. - N° 6. -С. 84-87.