указанных сплавов были
продеформированы при Ткомн по схеме КпД до истинной
деформации е = 5,75.
Электронно-микроскопическое
исследование (рис. 5.24) показало, что сплав Ti—50,0 % (ат.) Ni с исходной
мартенситной структурой в результате КпД аморфизируется. На
электронно-микроскопических изображениях наблюдается характерный
слабый «бесструктурный» контраст (см. рис. 5.24, а). На дифракционной
картине отмечается сильно размытое аморфное кольцевое гало,
соответствующее положению рефлекса {П0}В2 аустенита, и очень
слабое гало в положениях рефлексов {211}в2 и
сверхструктурного {100}В2 аустенита (см. рис. 5.24, а). Иными
словами, при аморфизации сплава Ti—Ni с исходной структурой В19-мартенсита
сохраняется ближняя координация атомов по типу
В2-аустенита.
В сплавах с исходной структурой
В2-аустенита при такой же деформации аморфизация не происходит, а
образуется нанокристаллическая структура аустенита. Ей соответствует
характерная дифракционная картина: узкие кольца, состоящие из
отдельных точечных рефлексов (от отдельных кристаллитов), распределенных
равномерно по кольцу, а также светлопольный и темнопольный контраст,
формируемый структурными элементами — зернами размером 10...20нм (см.
рис. 5.24, б).
Нагрев аморфизированного сплава
Ti—50,0 % (ат.) Ni при 450 °С привел к его кристаллизации в
наноструктурное состояние аустенита с соответствующей точечной
кольцевой микродифракцией и структурными элементами размером 10...20нм
(см. рис. 5.24, в). Такой
же нагрев сплава Ti—Ni—Fe, имевшего после КпД нанокристаллическую
структуру, сопровождается укрупнением зерен до Ю0...150нм (см. рис.
5.24, г).
Подобную структуру можно характеризовать как
субмикрокристаллическую.
Исходя из данных, полученных
после КпД и нагрева, был выбран температурный интервал РКУП, в котором
следовало ожидать возникновения нано- или субмикрокристаллической
структуры при достаточно большой деформации. Поскольку сплавы Ti—Ni в
массивных образцах обладают ограниченной деформируемостью при
7К0МН, то РКУП проводили в интервале
400...500°С.
Сплав Ti—50,7 % (ат.) Ni —
стареющий, в состаренном состоянии он обладает малым запасом пластичности.
Поэтому после трех РКУ-прохо-Дов (истинная деформация 2,5) при 450 °С
образец разрушился. Разрушение также происходило в ходе деформации
при Ткоьлн, наводящей ЭПФ, сразу после исчерпания
ресурса обратимой деформации. Структурное исследование показало, что
при РКУ прессовании за 3 прохода было Достигнуто только состояние
субструктуры динамического возврата. В то
