ВУЗ: Российский государственный технологический университет имени К.Э. Циолковского
Категория: Учебное пособие
Дисциплина: Материаловедение
Добавлен: 18.02.2019
Просмотров: 12669
Скачиваний: 123
121
Рис
770
С с v
характери
растяжени
Тем
сплава В
осадкой
зависимо
характер
температ
первонач
В
дости
нагрева.
При эт
предвари
уменьша
образцов
нагрева.
В
практи
температ
стремятс
В
на тре
Поэтому
уступают
формы.
сунок 5.6. В
v=3К/с, 2
истики (ε
В
ием (скорос
мператур
ВТ16, зак
и растя
остях
ризующих
турах
чальных р
игает 1,4%
Второй э
том изм
ительной
ается до
в. Величи
При нагр
ически н
турах 650
ся восстан
етьем этап
у значения
т уровню
Влияние р
- 870
С о
(а) и А
сть нагрева
рная завис
каленных
яжением
можно
хся разл
до 250
размеров
% и посл
этап изме
менение
дефор
0,4% для
ина указа
реве в сол
е наблюд
0-850
С.
новить ис
пе пример
я
В
посл
ю
В
, дост
ежимов пр
охлаждение
А
Н
В
, А
К
В
а 0,1К/с).
симость
х от крит
(
ост
= 3
выдели
личным
0
С
на
образцов
ле растяж
енения
В
формы
мации.
я подверг
анного из
ляной ван
дается. Тр
Образцы
сходную
рно соотв
е нагрева
тигаемом
редварител
е до 770
(б)) образ
В
при раз
тической
3%), при
ить
тр
изменени
аблюдает
в. Для обр
жения - 2
В
происх
образц
Восстан
гнутых с
зменения
нне со ско
ретий эта
ы вновь, к
до дефор
ветствует
а образцов
му при ни
ьного отжи
С с v=0,0
зцов сплав
зных скор
температ
иведена н
ри
тем
ием
В
.
тся
час
разцов, д
2,4% и
ходит при
цов совп
новленная
сжатию и
тем боль
оростью 1
ап формои
как и при
рмации фо
т формоиз
в свыше 9
изкотемпе
ига (1 - 870
5К/с) на т
ва ВТ16,
ростях на
туры и д
на рисун
мпературн
На пер
стичное
еформиро
мало зав
и темпера
падает
я
степе
и до 0,8%
ьше, чем
10 К/с в се
изменени
и темпер
орму. Вел
зменению
900
С лиш
ературном
0
С охлаж
термомехан
деформир
агрева обр
деформир
нке 5.7.
ных
ин
рвом эта
восстан
ованных
висит от
атурах 30
с напра
ень
деф
% для рас
меньше
екунду из
ия происх
ратурах д
личина из
ю на втор
шь незна
м восстан
ждение до
нические
рованных
разцов из
рованных
На этих
нтервала,
апе, при
новление
сжатием,
скорости
00-500
С.
авлением
формации
стянутых
скорость
зменения
ходит при
до 250
С,
зменения
ом этапе.
ачительно
новлении
з
х
х
,
и
е
,
и
.
м
и
х
ь
я
и
,
я
.
о
и
122
Ув
формоиз
10 К/с в
Рис
образцов
сжатием (
Есл
восстано
напряжен
образцов
деформи
остаточн
температ
максимал
(
Р
3
растяжен
составля
температ
за счет
степенях
величение
зменения
секунду н
сунок 5.7.
сплава ВТ
С) и растяж
ли прик
овлению ф
ния (
Р
) и
в из сп
ированных
ной дефор
тура (при
льной ве
00 МПа)
нием на
яет 0,9 М
туры прои
частичн
х деформа
е скоро
при сред
наблюдае
Температ
Т16, закал
жением (Р)
кладывать
формы, т
и соверш
плава В
х растя
рмации. С
иблизител
еличины.
) достига
3%. При
МДж/м
3
.
исходит ч
ного разв
ации (
ост
>
ости наг
дних и вы
ется тольк
турная зави
ленных от
) (скорость
ь к обр
то в проц
шаться раб
ВТ22, за
яжением,
С увеличе
льно до 2
Максим
ается в
и этом уд
При охл
частичная
вития ма
>3%)
Р
р
грева о
ысоких те
ко один н
исимость
критическ
нагрева 0,
разцу н
цессе нагр
бота (а
В
)
акаленны
зависят
ением
ост
250
С), п
мальный
образцах
дельная р
лаждении
я релаксац
артенситн
резко сни
образцов
емператур
изкотемп
восстановл
кой темпе
1 (1), 1,0 (2
апряжени
рева буду
[32, 33]. Р
х от т
т от с
т
до 3% в
при котор
уровень
х сплава
работа во
и таких
ция напря
ного пре
ижаются.
ведет
рах и при
пературны
ленной сте
ературы и
2) и 10К/с (
ия, преп
ут развив
Реактивны
температу
степени
озрастает
рой напря
реактив
ВТ22, д
осстановл
образцов
яжений до
евращения
к под
и скорост
ый эффект
епени деф
деформир
(3).
пятствующ
ваться реа
ые напря
ур
-обл
предвар
т
Р
и пов
яжения д
вных нап
деформир
ления фо
в до нор
о уровня
я. При
давлению
ти свыше
т.
формации
рованных
щие его
активные
жения
Р
ласти и
ительной
вышается
остигают
пряжений
рованных
ормы (а
В
)
рмальной
230 МПа
больших
ю
е
о
е
Р
и
й
я
т
й
х
)
й
а
х
123
Нагрев сплава свыше 250
С приводит к развитию интенсивной
релаксации реактивных напряжений. Это связано с диффузионным распадом
-
фазы, который дополнительно ускоряется вследствие высоких напряжений.
Для образцов сплава ВТ16, закаленных с различных температур и
деформированных напряжением на 3%, характер развития реактивных
напряжений при нагреве аналогичен образцам сплава ВТ22. Следует только
отметить, что в образцах, закаленных от температур (
+) области, релаксации
реактивных напряжений при охлаждении вплоть до температур жидкого азота
не происходит. Максимальный уровень
Р
и а
В
наблюдается у образцов,
закаленных от критической температуры, но их величина ниже, чем у образцов
сплава ВТ22, что связано с наличием в структуре первых
-фазы. В то же время
ее присутствие, затрудняя протекание мартенситного превращения,
препятствует релаксации реактивных напряжений при охлаждении [34].
Для того, чтобы наиболее полно оценить характеристики ЭПФ титановых
сплавов, сравним их с наиболее часто используемыми сплавами на основе
никелида титана ТН1 (Ti-50,6Ni) и TH1K (Ti-48Ni-3Fe), считающихся
«классическими» сплавами с ЭПФ, см. таблицу 5.1.
Таблица 5.1.
Характеристики ЭПФ сплавов на основе титана и никелида титана,
деформированных растяжением на
ост
, соответствующую максимальным
значениям
В
.
Сплав
Характеристики ЭПФ при растяжении
Средняя
кристаллографи-
ческая деформация
растяжения, %
В
;
%
Р
,
МПа
а
В
,
МДж/м
3
А
Н
В
,
о
С
А
К
В
,
о
С
Ti-10Al-12V-1Сr 3,8 280
0,95 120 180
4,5
ВТ22 3,5
310
0,91
80
140
4,8
ВТ23 3,0
300
0,51
180
300
4,3
ВТ16 3,2
240
0,48
200
280
4,2
ТН1 8,5
380
2,3
30
50
9,0
ТН1К 6,8
420
1,95
-110
-70
8,5
Максимальные величины
В
и соответствующие им степени остаточной
деформации для сплава ТН1 значительно выше, чем для сплавов ВТ22, ВТ16 и
124
других. Это обусловлено как кристаллографическими особенностями
мартенситных превращений, так и различным соотношением напряжений
мартенситного превращения и скольжения в этих сплавах. Кроме того, в
сплавах на основе никелида титана в области небольших деформаций
(
ост
<5-8%) вся наведенная деформация восстанавливается при нагреве. В этом
случае не происходит каких-либо изменений в исходной структуре сплава, и
они способны к многократному восстановлению формы практически с
бесконечным числом циклов. В титановых сплавах полного восстановления
формы не наблюдается даже при очень малых деформациях. Поэтому их
повторное деформирование и нагрев будет приводить к накоплению дефектов
кристаллического строения и распаду метастабильных фаз. В результате этого с
каждым циклом восстановление формы будет резко снижаться и после 3
циклов полностью исчезнет.
5.2. Сплавы на основе железа и марганца
В сплавах на основе Fe и Мn выскотемпературная γ-фаза имеет
неупорядоченную ГЦК структуру, что предопределяет целый ряд особенностей
МП и связанных с ними ЭПФ. В сплавах Fe-Pd, а также марганца с Сu, Ni, Ge,
Pd или Ag, протекает бездиффузионное ГЦК→ГЦТ превращение, при котором
в предельном случае деформация решетки может достигать 2-3%. В реальных
условиях ε
Н
значительно меньше и во многом определяется условиями
накопления деформации и видом ЭПФ. Наиболее стабильные характеристики
наблюдаются при обратимом ЭПФ. В сплавах на основе Мn обратимая при
большом числе циклов деформация составляет около 0,5%. Эффекты ПУ на
этих славах не обнаружены.
В сплавах на основе Fe, кроме того, реализуются γ→α (ГЦК→ОЦК) и
γ→ε (ГЦК→ГП) МП. Первое - в сплавах на основе системы Fe-Ni, второе - на
основе системы Fe-Mn. По понятным причинам ВФ в сплавах двойных систем
Fe-Ni и Fe-Mn неполное, величина ε
В
не превышает 0,7%. Однако на базе
именно этих систем происходил поиск технологии обработки, способной
обеспечить практически значимую величину ε
В
для существующих сплавов или
поиск новых составов. В основу положены следующие принципы: а)
повышение предела текучести или снижение модуля упругости γ-фазы; б)
уменьшение объемного эффекта и сдвиговой деформации МП; в) увеличение
125
степени
для обле
На
Co и Fe
решетки
Fe
3
Nb, ч
при СВ
цикличес
могут бы
Сп
старения
колебать
положит
при стар
повышае
упругост
на 2,8%
выше A
температ
В с
величина
подбором
Рис
сплавах си
фигурами
составы ис
тетрагон
егчения пр
аиболее п
e-Mn-Si (т
мартенс
что благоп
ВФ=100%
ской обр
ыть измен
плавы сис
я при те
ься от 23 д
тельных д
ении дис
ет темпер
ти γ-фазы
при темп
A
K
=235°C
туре, но в
сплавах F
а ε
В
може
м химиче
сунок 5.8. Л
истемы Fe-
(кружкам
сследованн
нальности
роцесса д
перспекти
таблица
сита невы
приятно в
% может
работке п
нены путе
стемы Fe
емператур
до 33 маc
до отрицат
персных
ратуру К
ы. Сплав с
пературах
C. Возмо
в этом слу
Fe-Mn-Si
ет достиг
еского сос
Линии рав
-Mn-Si (деф
ми, квадрат
ных сплаво
и решетки
двойников
ивными ок
2.2). В с
ысока, но
влияет на
быть д
о схеме:
ем подбор
e-Ni-Co-T
рах 500-7
cс.%, что
тельных з
частиц N
юри, что
состава Fe
х вблизи М
ожно на
учае неско
полное В
гать 3%. Т
става спла
ной величи
формация р
тами и тре
ов, попадаю
и мартенс
вания при
казались
сплавах F
о выделяю
а проявле
достигнут
деформа
ра химиче
Ti проявл
700°С. Х
позволяе
значений
Ni
3
Ti, силь
о снижает
e-31Ni-10
М
Н
= -80°С
аведение
олько пон
ВФ обычн
Температ
ава (рису
ины СВФ в
растяжение
еугольника
ющие в разн
сита; г) с
и аккомод
сплавы с
Fe-Ni-Nb
ются дисп
ение ЭПФ
та тольк
ация - ВФ
еского сос
ляют ЭП
Химически
т изменят
й. Добавки
ьно упроч
т объемн
0Co-3Ti (м
С почти п
деформа
нижается
но не про
туры А
Н
В
-
унок 5.8).
в зависимо
ем, ε
Н
=3%)
ами) на ри
ные област
снижение
дации.
систем Fe
степень
персные
Ф. Однако
ко при
Ф. Темпе
става.
ПФ наибо
ий состав
ть темпер
и Ti вызы
чняющих
ный эффе
масс.%) п
полностью
ации и
СВФ.
оисходит,
-А
К
В
могу
ости от кон
[8, стр. 22
сунке обоз
ти СВФ.
е темпера
e-Ni-Nb,
тетрагон
частицы
о величин
предвар
ературы
олее полн
в сплаво
ратуры М
ывают обр
матрицу.
ект МП и
после деф
ю ВФ при
при ко
, но макси
ут быть и
нцентрации
23]. Геометр
значены х
атуры М
Н
Fe-Ni-Ti-
нальности
Ni
3
Nb и
на ε
В
>1%
ительной
А
Н
В
, А
К
В
но после
ов может
Н
и А
Н
от
разование
. Кобальт
и модуль
формации
и нагреве
омнатной
имальная
изменены
и Mn и Si в
рическими
химические
Н
-
и
и
%
й
В
е
т
т
е
т
ь
и
е
й
я
ы
в
и
е