ВУЗ: Российский государственный технологический университет имени К.Э. Циолковского
Категория: Учебное пособие
Дисциплина: Материаловедение
Добавлен: 18.02.2019
Просмотров: 12617
Скачиваний: 123
91
фазы. В частности, зависимости, показанные на рисунке 4.2, можно считать
достоверными для рекристаллизованной В2-фазы.
Рисунок 4.2. Диаграммы, иллюстрирующие последовательность протекания МП в
сплавах системы Ti-Ni (предварительный отжиг 800°С) (T
R
- температура перехода
моноклинного в триклинный мартенсит) [8, стр. 212]
Во многих случаях исходной позицией для реализации ЭПФ является
фазовый состав сплава при нормальной (комнатной) температуре после
закалки. В этом отношении полезную информацию могут дать диаграммы
фазового состава закаленных сплавов, впервые предложенные Б. А.
Колачевым для титановых сплавов. Они показывают изменение фазового
состава в результате закалки в зависимости от температуры нагрева под
закалку и концентрации легирующего компонента в высокотемпературной
фазе при этой температуре. Такая диаграмма для сплавов TiNi вблизи
эквиатомного состава приведена на рисунке 4.3. Там же показаны
интервалы концентраций, соответствующие интервалам А, Б, В, Г на
рисунке 4.2. Совокупность этих диаграмм позволяет выбирать
оптимальную температуру нагрева под закалку сплавов на основе никелида
титана для обеспечения необходимого фазового состава при нормальной
температуре и последовательности МП.
92
Рисунок 4.3. Диаграмма фазового состава закаленных сплавов системы Ti-Ni
вблизи эквиатомного состава (Ильин А.А., Коллеров М.Ю.): сплошные линии -
температурно-концентрационные границы фазовых областей в равновесном состоянии;
пунктирные - границы фазовых областей после закалки [8, стр. 212]
Полнота проявления ЭПФ и псевдоупругости в TiNi определяются
целым рядом металлургических и технологических факторов и схемой
напряженного состояния при активном нагружении. Однако, при прочих
равных условиях величины ε
Н
и ε
В
зависят от последовательности МП. При
многостадийном МП B2→R→B19′ они на 1,0-1,5% выше, чем при
одностадийном В2↔В19′. Кроме того, при реализации одностороннего
ЭПФ характеристики ВФ выше, если накопление деформации происходило
за счет образования мартенсита напряжения, чем при переориентации
атермического мартенсита.
Из-за анизотропии деформации решетки при МП (см. табл. 2.2)
величина накапливаемой при образовании мартенсита напряжения
деформации при сжатии ниже, чем при растяжении. Соответственно после
ВФ максимальная величина ε
В
после деформации растяжением почти в 2
раза выше, чем после деформации сжатием (рисунок 4.4).
93
Р
зависим
составля
рекрист
Н
темпер
легиро
третьи
трехко
1
(Ti
50-X
N
2
3
Р
Рисунок 4
мости от
яющей) пр
таллизованн
Наиболее
ратур и п
ование. П
м компо
омпонентн
1) замеще
Ni
50-X
B
X
);
2) замеще
3) замеще
Рисунок 4.5
4.4. Измен
величины
ри растяж
ной В2-фаз
эффект
последова
При этом
онентом
ной диагр
ение Ti и
ение Ti (T
ение Ni (T
5. Схема ле
нение вел
ы накопле
ении (1),
зой (Ильин
ивным с
ательност
м возмож
(В) в
раммы (ри
Ni при с
Ti
50-X
Ni
50
B
Ti
50
Ni
50-X
B
егирования
личины в
енной (ε
Н
сжатии (2
н А.А., Кол
способом
ти МП, а
жны три
соответс
исунок 4.
сохранени
B
X
);
B
X
).
я сплавов н
восстановле
Н
) деформ
2) и круче
леров М.Ю
изменен
а также в
варианта
ствии с
5):
ии их экв
а основе ни
енной деф
мации (без
ении (3) с
Ю) [8, стр. 2
ния хара
величины
а замеще
основны
виатомног
икелида ти
формации
з учета
сплава Ti-5
214]
актеристи
ы ε
К
ОБ
, яв
ения Ti и
ыми раз
го соотно
итана [17, с
(ε
В
) в
упругой
50,8Ni с
ических
вляется
или Ni
зрезами
ошения
тр. 75]
94
Результаты исследования МП и характеристик ЭПФ в сплавах на
основе TiNi различных систем легирования, полученные различными
авторами, обобщены в работе [6].
При легировании по разрезу 1 в основном сохраняется
последовательность МП, характерная для сплавов, близких по составу к
эквиатомному, но в зависимости от влияния третьего компонента на М
Н
,
МП может быть как одно- (В2→В19′) так и двухстадийным (B2↔R↔B19′).
Такие элементы как Zr, Hf, Та, и Nb мало влияют на М
Н
, сохраняя
одностадийное МП. При легировании V, Сг, Fe, Co, Mo, A1, Сu М
Н
резко
снижается и МП носит двухстадийный характер.
Легирование по разрезу 2 обычно приводит к стабилизации В2-фазы и
резкому понижению М
Н
. Особенно эффективно понижают М
Н
Сr, Nb, Mo,
Mn. Тантал менее интенсивно снижает М
Н
, сохраняя одностадийное
В2↔В19′ МП. Аналоги титана Zr и Hf практически не оказывают влияние
на МП в TiNi, а ванадий, понижая М
Н
, способствует реализации
двухстадийного МП.
Наиболее широко применяется легирование по разрезу 3. Именно на
базе этого разреза созданы нашедшие практическое применение сплавы
Ti
50
Ni
47
Fe
3
(TH1K) и Ti
50
Ni
40
Cu
10
, а также, хотя и дорогостоящие, но
обладающие рядом уникальных свойств, сплавы Тi
50
Ni
50-X
B
X
, где В: Au, Pd,
Pt. Здесь можно выделить две группы легирующих элементов, которые по
разному влияют на стабильность В2-фазы и способствуют развитию
различных каналов МП.
Элементы первой группы (Fe, Co, Сr) повышают устойчивость В2-
фазы и способствуют развитию двухстадийного B2↔R↔B19′ МП.
Поскольку М
Н
понижается значительно более интенсивно, чем T
R
, то вклад
B2↔R в величину ε
В
и ε
Н
возрастает с повышением степени легирования.
Это позволяет увеличить ε
В
при необратимом ЭПФ до 11-12%. а при
обратимом до 3-4%. При ВФ в условиях жесткого противодействия
развиваются реактивные напряжения до 500 МПа.
Легирующие элементы второй группы характеризуются тем, что
слабо влияют на стабильность В2-фазы при небольших концентрациях
(х<10%), но интенсивно понижают ее стабильность при больших
95
концентрациях, вызывая тем самым увеличение МН (см. табл. 2.1). Для
сплавов с медью при х>28 ат.% В2-фаза диффузионно распадается на ряд
фаз. Соответственно в первой области концентраций легирование не
способствует улучшению характеристик ЭПФ и СУ. Наиболее эффективно
легирование в интервале концентраций 7-12 ат.%, когда наблюдается
наибольшая обратимая деформация и минимальные напряжения,
вызывающие накопление этой деформации (рисунок 4.6). Это обусловлено,
с одной стороны, непрерывным развитием двухстадийного В2↔В19↔В19′
МП, при котором суммарная деформация решетки может достигать 14-16%,
а, с другой стороны, возможность полностью реализовать ее из-за наличия
микроскопически инвариантной габитусной плоскости. Низкие значения
модулей упругости и высокая подвижность межфазных границ при
отсутствии необходимости аккомодации за счет деформации с
инвариантной
решеткой
обеспечивают
этим
сплавам
высокие
характеристики всех видов ЭПФ и СУ. Сплавы, легированные Au, Pd и Pt
свыше 10-15 ат.% не имеют необходимых кристаллографических и
структурных особенностей для такого высокого уровня характеристик ВФ
(рис. 4.6) и из-за своей высокой стоимости вряд ли найдут широкое
применение. Однако возможность реализации высокотемпературных ЭПФ
(100-800°С) открывает некоторые перспективы использования этих сплавов
в специфических условиях.
Наиболее перспективным из этой группы сплавов являются сплавы с
медью на основе композиции Ti
50
Ni
40
Cu
10
. Сплав имеет высокие
характеристики ВФ не только при всех видах ЭПФ, но и СУ. Например, он
проявляет полную СУ (ε
Н
= ε
В
≈ 6% при растяжении) при σ
Н
Н
=600 МПа и
гистерезис всего в 100 МПа. Его структура чувствительна к термической
обработке, что позволяет управлять характеристиками ВФ в довольно
широких пределах. Характеристические температуры МП могут быть
понижены по сравнению с базовым составом путем легирования Ni взамен
Ti при некотором ухудшении характеристик ВФ.