WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

загрузка...
   Добро пожаловать!

Pages:     | 1 || 3 | 4 |

Апробация работы Основные результаты, изложенные в диссертационной работе, докладывались и обсуждались на VI Всероссийской конференции "Структура и свойства аустенитных сталей и сплавов" (Екатеринбург, 2001), XXXVIII и XL семинарах "Актуальные проблемы прочности" (Санкт-Петербург, 2001, Великий Новгород, 2002), школе-семинаре "Фазовые и структурные превращения в сталях" (Магнитогорск, 2001), IX, X, XI Международных семинарах "Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов" (Екатеринбург, 2002, 2005, 2008), Международном семинаре "Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах" (Сочи, 2002), 2-ом научно-техническом семинаре "Наноструктурные материалы-2002: Беларусь-Россия" (Москва, 2002), III международной конференции "Фазовые превращения и прочность кристаллов" (Екатеринбург, 2004), XVII и XIX Уральских школах металловедов-термистов "Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов" (Екатеринбург, 2004, 2008), II Международной школе "Физическое металловедение" (Тольятти, 2006), и 11 Международных симпозиумах "Упорядочение в металлах и сплавах" (Сочи, 2006 и 2008), Первом международном междисциплинарном симпозиуме "Среды со структурным и магнитным упорядочением" (Сочи, 2007), Международном симпозиуме "Объемные наноструктурные материалы: от науки к инновациям" (Уфа, 2007 и 2009), Первой международной научной конференции "Наноструктурные материалы2008: Беларусь-Россия-Украина" (Минск, 2008), 11 Международном симпозиуме "Порядок, беспорядок и свойства оксидов" (Сочи, 2008), IX Международной научно-технической конференции "Уральская школасеминар металловедов-молодых ученых" (Екатеринбург, 2008), Третьей всероссийской конференции по наноматериалам НАНО (Екатеринбург, 2009).

Публикации. Основное содержание диссертации отражено в печатных работах, включающих 1 монографию, 10 статей в российских и зарубежных журналах, входящих в перечень ВАК, 13 статей и 20 тезисов в сборниках научных трудов и тезисов конференций.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения и списка цитируемой литературы.

Работа содержит 173 страницы текста, 150 рисунков, 19 таблиц. Список цитируемой литературы включает 127 наименований.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность и новизна выбранной темы диссертационной работы, сформулированы цель и задачи исследования, дана краткая аннотация работы и основные выводы.

В первой главе представлен обзор литературных данных о кристаллической структуре, структурных и фазовых превращениях в сплавах на основе никелида титана, особенностях мартенситных превращений, происходящих в них. Обсуждаются особенности эффектов памяти формы и механических свойств сплавов на основе никелида титана. Описаны характеристики способов получения наноструктурного состояния, их преимущества и недостатки.

Во второй главе рассмотрены способы получения сплавов, образцов для исследования, экспериментальные методы исследования и обработки полученных результатов. В работе исследовали бинарные обогащенные никелем сплавы никелида титана - Ti49,4Ni50,6, Ti49,5Ni50,5, Ti49,7Ni50,3, Ti49,8Ni50,2; бинарные сплавы стехиометрического и достехиометрического составов Ti50Ni50, Ti50,5Ni49,5, Ti50,6Ni49,4; тройные квазибинарные сплавы никелида титана Ti50Ni49Fe1, Ti50Ni47Fe3 и Ti50Ni25Cu25.

Образцы для ИПД сдвигом в форме дисков диаметром 10 и 20 мм и толщиной 0,2-1,5 мм были подвергнуты интенсивной пластической деформации кручением (до 15 оборотов) в бойках под действием приложенного высокого давления от 3 до 8 ГПа.

БЗР-сплавы получены из слитков методом спиннингования струи расплава на быстровращающемся медном барабане (при Vохл=105-107 К/с) в атмосфере гелия.

В третьей главе представлены результаты изучения особенностей структуры и фазового состава сплавов никелида титана в зависимости от степени ИПДК в стабильных и метастабильных по отношению к мартенситному превращению сплавах, а также их термообработки.

Использованные для исследования методы рентгенодифракционного и электронномикроскопического анализа структуры сплавов после ИПДК позволили подробно проследить стадии структурообразования в сплавах. Прилагаемое в наших экспериментах при ИПДК давление превышает предел прочности исходных сплавов B не менее чем в 3 - 8 раз, а деформационный предел текучести T - еще примерно вдвое. Это вызывает уже только за счет сильного сжатия приложенным давлением заметную пластическую деформацию сплавов, исходно находящихся как в мартенситном состоянии, так и в аустенитном. Обнаружено, что в исходно аустенитных сплавах Ti49,4Ni50,6, Ti49,5Ni50,5, Ti49,7Ni50,3, Ti49,8Ni50,2, Ti50Ni49Fe1 после обработки высоким давлением происходит, как и следовало ожидать, мартенситное превращение B2B19' и даже после разгрузки в сплаве преобладает мартенситная B19'-фаза (рис. 1). Напротив, сплавы Ti50Ni50, Ti50,5Ni49,5, Ti50,6Ni49,4, которые при комнатной температуре уже находятся в состоянии В19'-мартенсита, после обработки давлением в 6 ГПа не меняют своего фазового состояния, хотя изменение соотношения интенсивностей пиков указывает на заметные деформационные и текстурные процессы. Более стабильный сплав Ti50Ni47Fe3, при комнатной температуре являясь аустенитным, имеет температуру прямого мартенситного превращения существенно ниже комнатной (К) и после снятия нагрузки также не изменяет своего фазового аустенитного состояния.

Проведенное систематическое исследование всех изученных сплавов на основе никелида титана позволило установить их основные структурно-морфологические особенности в зависимости от степени деформации. Характер микроструктуры после деформации кручением на оборота (нарастание дисперсности и разориентированности, однопакетность "полосового" типа субструктуры, измельчение внутренних двойников B19'-мартенсита) подобен структуре после приложения давления.

После деформации кручением на 1 оборот и даже на оборота микроструктурная картина сплава радикально изменяется. Она характеризуется в основном наноструктурным состоянием, в котором, судя по контрасту электронномикроскопического изображения, сохраняются лишь остатки сильно раздробленной "полосовой" морфологии, прежде всего в центре дисков. На дифрактограммах присутствуют, как для образцов из центра диска, так и особенно на его краю, отражения В2-фазы. При этом не испытывают пластической деформации твердые частицы оксидов Ti4Ni2Ox и карбидов TiC, изображения которых не содержат никаких следов деформации после приложения давления (см. например, рис. 1 а, б, показаны стрелками) и после кручения на 1 оборот.

Рис. 1. Светло- (а, в) и темнопольные (б, г) изображения В19'-мартенсита сплавов в исходно мартенситном (а, б) и аустенитном (в, г) состояниях после приложения давления P=6 ГПа Исследование метастабильных сплавов после ИПДК на 5 и оборотов при комнатной температуре показало, что они являются в значительной мере аморфными. Микроструктурные исследования высокого разрешения позволили обнаружить, что аморфная матрица содержит в себе многочисленные включения с размерами наномерного интервала (от 1 до 510 нм) в основном со структурой метастабильного B2-аустенита. По-видимому, такое состояние правильнее называть аморфизированным.

Те же сплавы при аналогичной ИПДК, но при повышенной температуре (373-473 К) переходят в нанокристаллическое состояние, не испытывая аморфизации. Показано, что микроструктурное состояние изученных сплавов даже после многократной ИПДК не является полностью однородным по радиусу дисков, будучи достаточно однородно "проработанным" по их толщине, что было подтверждено специальными измерениями микротвердости и рентгенодифракционного анализа на образцах, приготовленных из разных участков дисков (в центре и на краю). При этом во всех сплавах сохраняются частицы твердых карбидов TiC и интерметаллидов Ti4Ni2Ox, стабилизированных кислородом, хотя их количество было на порядок меньше в высокочистом по кислороду сплаве Ti49,4Ni50,6.

Стабильный тройной сплав Ti50Ni47Fe3 нам не удалось аморфизировать в результате ИПДК при комнатной температуре даже после 10 оборотов. Его структура характеризуется поликристаллической смесью, в которой преобладают нанокристаллические B2-зерна, имеются также отдельные субмикрокристаллиты (СМК) размером 100 - 150 нм.

Таким образом, после ИПДК под высоким давлением для сплавов никелида титана типичными являются следующие основные структурные состояния: нанокристаллическое (НК), аморфизированное, промежуточное аморфно-нанокристаллическое.

Были выполнены температурные измерения электросопротивления всех исследуемых сплавов для установления возможности протекания ТМП и количественного определения их критических температур.

Обнаружено, что аморфизированные сплавы не испытывают никаких фазовых и структурных превращений. При нагреве до относительно низкой температуры 500 К начинается кристаллизация сплавов, что также подтверждено результатами полученными методом ДСК. При этом обнаружено, что при низкотемпературном отжиге в аморфизированных сплавах на основе TiNi легко удается реализовать наноструктурные и высокооднородные по размеру нанозерен состояния: например, с размером 10 - 20 нм после отжига при 473 и 523 К, 30 - 60 нм после отжига при 573 и 623 К, 50 - 100 нм после отжига при 723 и 773 К, продолжительностью до 30 мин или больше (см. рис. 2). Установлено, что отжиг при температуре 823 К и выше сопровождается постепенным переходом к бимодальной (НК+СМК) структуре.

Электронномикроскопические и рентгеновские эксперименты in situ показали также, что при охлаждении и нагреве исследованные наноструктурные сплавы после ИПДК испытывают практически те же виды и последовательность мартенситных переходов, что и их исходные прототипы: В2RВ19' в Ti50,5Ni49,5, Ti50Ni50, Ti49,7Ni50,3, Ti49,5Ni50,5, Ti49,4Ni50,6 и Ti50Ni49Fe1. Хотя в первых двух сплавах в обычном исходном поли- и монокристаллическом состоянии после закалки имеет место единственный переход В2В19'. Впервые обнаружено, что в сплавах, НК-состояние которых получено ИПДК, реализуется совершенно иной структурный механизм мартенситных превращений В2R, В2В19', В2(R)В19': по типу "монокристалл – монокристалл", практически без внутренних двойников и дефектов упаковки. Лишь в более крупных зернах, особенно после отжигов при 573 - 773 К (до 1 ч и более), когда размер большинства зерен превышает 50 - 100 нм, наблюдается и однопакетный, двойникованный по системе (001)м||{110}В2 мартенсит деформационно-адаптивного происхождения (см. рис. 2). Формирование при отжиге высокооднородного НК- и СМК-состояния можно описать на основе стадийности процессов расстекловывания и ряда сменяющих друг друга механизмов последующей рекристаллизации.

Рис. 2. Темно- (а) и светлопольные (б, в, г, д, е) изображения и электронограммы сплавов TiNi после ИПДК на 5 оборотов (а) и последующих отжигов при 523 К, 1 ч (б), 623 К, 1 ч (в), 723 К, 1 ч (г), К, 1 ч (д), 823 К, 1 ч (е) Сравнение полученных результатов показало, во-первых, что все исследованные метастабильные наноструктурные сплавы Ti-Ni и TiNiFe испытывают двухступенчатое ТМП В2RВ19'. Во-вторых, в этом случае положение характеристических температур первого перехода Рис. 3. Диаграммы зависимости критических температур В2R и В2В19' мартенситных превращений при охлаждении (нагреве) от среднего размера зерен в сплавах Ti50Ni50 (а), Ti49,7Ni50,(б) и Ti49,5Ni50,5 (в) В2R в них не изменяется (рис. 3). Но для второго перехода В2(R)В19' отчетливо проявляется эффект стабилизации, который заключается в снижении всех критических температур, несколько большем для прямого ТМП и несколько меньшем для обратного (рис. 3). В-третьих, контролируемый отжиг сплавов после ИПДК при сохранении НК-состояния позволяет прецизионно регулировать температуры ТМП. Эффект максимальной стабилизации при близких размерах нанозерен достигается в пересыщенных по никелю сплавах.

В четвертой главе описаны выполненные систематические исследования микроструктуры и физико-механических свойств на большеразмерных образцах сплава Ti49,4Ni50,6 диаметром 20 мм толщиной 1,1 мм. Установлено, что при комнатной температуре сплав находится в состоянии В2-аустенита и имеет однородное распределение зерен по размеру по всей площади образца.

При сжатии под давлением 6 ГПа в сплаве происходит мартенситный переход B2B19'. Сохранение механически индуцированного B19'-мартенсита после снятия давления означает, что его температуры обратного перехода B19'B2 при нагреве превышают комнатную. На рентгенограммах было обнаружено необычное распределение интенсивностей брэгговских отражений В19'-мартенсита (ср. рис. 4 а, б) для мартенситов охлаждения и деформации.

Рис. 4. Фрагменты рентгеновских дифрактограмм сплава Ti49,4Ni50,6 при охлаждении до Т

Если бы образование кристаллов B19'-мартенсита было обусловлено деформацией сжатия, то следовало ожидать противоположного результата: преобладания по интенсивности пиков отражений от плоскостей с меньшими расстояниями. Фактически наблюдаемое доминирование количества B19'-мартенсита с бльшими межплоскостными расстояниями вдоль нормали к поверхности образцов следует интерпретировать как бароупругий эффект: а именно упругую переориентацию возникших при сжатии кристаллов с преобладающими меньшими межплоскостными расстояниями (для плоскостей типа (020), (111) и других) в двойникованные кристаллы с большими межплоскостными расстояниями (с плоскостями типа (002), (11 1 ) и других) при разгрузке давления.

Подтверждают этот вывод установленные морфологические особенности структуры: в пределах отдельных зерен, размер которых варьирует вблизи 30 - 35 мкм, после приложения давления, как правило, формируется однопакетная морфология, тогда как в исходном состоянии после мартенситного превращения при охлаждении сплав имел полипакетную морфологию В19'-мартенсита; границы двойниковоориентированных кристаллов имеют существенную извилистость, а стыки пакетов – ступенчатость, в отличие от обычно плоской формы границ пакетного мартенсита охлаждения; внутри тонких первичных кристаллов В19'-мартенсита присутствуют тонкие вторичные нанодвойники.

Pages:     | 1 || 3 | 4 |






© 2011 www.dissers.ru - «Бесплатная электронная библиотека»