Структура и физико-механические свойства сплава Nb–Ti после разных видов механико-термических воздействий

В работе представлены экспериментальные результаты влияния пяти режимов механико-термических обработок (МТО), включающих разные виды деформации (экструзию, волочение, осадку, выдавливание, деформацию в условиях квазивсестороннего сжатия и их сочетание) на физико-механические и структурные характерис...

Повний опис

Збережено в:

Бібліографічні деталі
Опубліковано в: :	Успехи физики металлов
Дата:	2016
Автори:	Чиркина, Л.А., Лазарева, М.Б., Соколенко, В.И., Оковит, В.С., Калиновский, В.В.
Формат:	Стаття
Мова:	Російська
Опубліковано:	Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України 2016
Онлайн доступ:	https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/125751
Теги:	Додати тег Немає тегів, Будьте першим, хто поставить тег для цього запису!
Назва журналу:	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
Цитувати:	Структура и физико-механические свойства сплава Nb–Ti после разных видов механико-термических воздействий / Л.А. Чиркина, М.Б. Лазарева, В.И. Соколенко, В.С. Оковит, В.В. Калиновский // Успехи физики металлов. — 2016. — Т. 17, № 4. — С. 343-373. — Бібліогр.: 37 назв. — рос.

Репозитарії

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine

_version_	1860240577940946944
author	Чиркина, Л.А. Лазарева, М.Б. Соколенко, В.И. Оковит, В.С. Калиновский, В.В.
author_facet	Чиркина, Л.А. Лазарева, М.Б. Соколенко, В.И. Оковит, В.С. Калиновский, В.В.
citation_txt	Структура и физико-механические свойства сплава Nb–Ti после разных видов механико-термических воздействий / Л.А. Чиркина, М.Б. Лазарева, В.И. Соколенко, В.С. Оковит, В.В. Калиновский // Успехи физики металлов. — 2016. — Т. 17, № 4. — С. 343-373. — Бібліогр.: 37 назв. — рос.
collection	DSpace DC
container_title	Успехи физики металлов
description	В работе представлены экспериментальные результаты влияния пяти режимов механико-термических обработок (МТО), включающих разные виды деформации (экструзию, волочение, осадку, выдавливание, деформацию в условиях квазивсестороннего сжатия и их сочетание) на физико-механические и структурные характеристики сплава НТ-50. Измерены зависимости модуля сдвига в области 20–400°C, прочностные характеристики при 20°C, температурные зависимости внутреннего трения и относительного удельного электросопротивления в области 20–450°C после всех режимов МТО. Показано, что модуль сдвига и прочностные характеристики сплава НТ-50 имеют качественно разные зависимости от степени деформации, а следовательно от концентрации деформационных дефектов и количества α-Ti фазы, выпавшей из β-твёрдого раствора. По результатам измерений температурных зависимостей внутреннего трения и относительного удельного электросопротивления определены уровни внутренних напряжений в сплаве НТ-50 после разных режимов МТО. Выявлено, что в процессе разнонаправленной деформации (РНД) при 20 и 400°C происходят релаксационные процессы, приводящие к снижению уровней внутренних напряжений в сплаве. Обсуждаются механизмы влияния разных режимов МТО на физико-механические свойства сплава НТ-50. У роботі представлено експериментальні результати впливу п’яти режимів механіко-термічних оброблянь (МТО), що включають різні види деформації (екструзію, волочіння, осад, видавлювання, деформацію в умовах всебічного стиснення та їх поєднання) на фізико-механічні та структурні характеристики стопу НТ-50. Виміряні залежності модуля зсуву в області 20–400°C і міцности при 20°C після всіх режимів МТО. Показано, що модуль зсуву і характеристики міцности стопу НТ-50 мають якісно різні залежності від ступеня деформації, а значить від концентрації деформаційних дефектів та кількости α-Ti фази, що випала з β-твердого розчину. За результатами вимірювань температурних залежностей внутрішнього тертя та відносного питомого електроопору визначено рівні внутрішньої напруги в стопі НТ-50 після різних режимів МТО. Виявлено, що в процесі різноспрямованих деформацій (РСД) при 20 і 400°C відбуваються релаксаційні процеси, що призводять до зниження рівнів внутрішніх напружень у стопі. Обговорюються механізми впливу різних режимів МТО на фізико-механічні властивості стопу НТ-50. The work presents experimental results on influence of five regimes of mechanical-thermal treatments (MTT), including different types of deformation (extrusion, drawing, draft, extrusion, deformation under quasi-comprehensive compression and their combination) on physical and mechanical as well as structural characteristics of NT-50 alloy. The dependences of the shear modulus at 20–400°C, strength characteristics at 20°C, temperature dependences of internal friction and relative resistivity within the 20–450°C after all MTT regimes are measured. It is shown that shear modulus and strength characteristics of HT-50 alloy have qualitatively different dependences on deformation degree, and hence on concentration of strain defects and quantity of α-Ti phase precipitated of β-solid solution. According to the results of measurements of temperature dependences of internal friction and relative resistivity, the levels of internal stresses in HT-50 alloy after different MTT regimes are determined. It is revealed that during the process of deformations along different directions (DDD) at 20 and 400°C, relaxation processes resulting to reduction in the internal stress levels in the alloy are occurring. The mechanisms of influence of different MTT regimes on physical and mechanical properties of NT-50 alloy are discussed.
first_indexed	2025-12-07T18:29:35Z
format	Article
fulltext	343 PACS numbers: 06.60.Vz, 62.20.Qp, 62.40.+i, 62.50.-p, 81.20.Hy, 81.40.Ef, 81.40.Lm Структура и физико-механические свойства сплава Nb–Ti после разных видов механико-термических воздействий Л. А. Чиркина, М. Б. Лазарева, В. И. Соколенко, В. С. Оковит, В. В. Калиновский ННЦ «Харьковский физико-технический институт», Институт физики твёрдого тела, материаловедения и технологий, ул. Академическая, 1, 61108 Харьков, Украина В работе представлены экспериментальные результаты влияния пяти режимов механико-термических обработок (МТО), включающих разные виды деформации (экструзию, волочение, осадку, выдавливание, де- формацию в условиях квазивсестороннего сжатия и их сочетание) на физико-механические и структурные характеристики сплава НТ-50. Измерены зависимости модуля сдвига в области 20–400C, прочностные характеристики при 20C, температурные зависимости внутреннего трения и относительного удельного электросопротивления в области 20–450C после всех режимов МТО. Показано, что модуль сдвига и прочностные характеристики сплава НТ-50 имеют качественно разные зависимости от степени деформации, а, следовательно, от концентра- ции деформационных дефектов и количества -Ti-фазы, выпавшей из -твёрдого раствора. По результатам измерений температурных зави- симостей внутреннего трения и относительного удельного электросо- противления определены уровни внутренних напряжений в сплаве НТ- 50 после разных режимов МТО. Выявлено, что в процессе разнона- правленной деформации (РНД) при 20 и 400C происходят релаксаци- онные процессы, приводящие к снижению уровней внутренних напря- жений в сплаве. Обсуждаются механизмы влияния разных режимов МТО на физико-механические свойства сплава НТ-50. У роботі представлено експериментальні результати впливу п’ятьох режимів механіко-термічних оброблень (МТО), що включають різні ви- ди деформації (екструзію, волочіння, осад, видавлювання, деформацію в умовах всебічного стиснення та їх поєднання) на фізико-механічні та структурні характеристики стопу НТ-50. Виміряно залежності модуля зсуву в області 20–400С і міцности при 20С після всіх режимів МТО. Показано, що модуль зсуву і характеристики міцности стопу НТ-50 Успехи физ. мет. / Usp. Fiz. Met. 2016, т. 17, сс. 343–373 DOI: https://doi.org/10.15407/ufm.17.04.343 Îòòèñêè äîñòóïíû íåïîñðåäñòâåííî îò èçäàòåëÿ Ôîòîêîïèðîâàíèå ðàçðåøåíî òîëüêî â ñîîòâåòñòâèè ñ ëèöåíçèåé 2016 ÈÌÔ (Èíñòèòóò ìåòàëëîôèçèêè èì. Ã. Â. Êóðäþìîâà ÍÀÍ Óêðàèíû) Íàïå÷àòàíî â Óêðàèíå. https://doi.org/10.15407/ufm.17.04.343 344 Л. А. ЧИРКИНА, М. Б. ЛАЗАРЕВА, В. И. СОКОЛЕНКО и др. мають якісно різні залежності від ступеня деформації, а значить від концентрації деформаційних дефектів та кількости -Ti-фази, що ви- пала з -твердого розчину. За результатами вимірювань температурних залежностей внутрішнього тертя та відносного питомого електроопору визначено рівні внутрішньої напруги в стопі НТ-50 після різних режи- мів МТО. Виявлено, що в процесі різноспрямованих деформацій (РСД) при 20 і 400С відбуваються релаксаційні процеси, що приводять до зниження рівнів внутрішніх напружень у стопі. Обговорюються меха- нізми впливу різних режимів МТО на фізико-механічні властивості стопу НТ-50. The article presents experimental results on influence of five regimes of mechanical-thermal treatments (MTT), including different types of defor- mation (extrusion, drawing, draft, extrusion, deformation under quasi- comprehensive compression, and their combination), on physical and me- chanical characteristics as well as structural ones of NT-50 alloy. The de- pendences of the shear modulus at 20–400C, strength characteristics at 20C, temperature dependences of internal friction, and relative resistivi- ty within the 20–450C range after all MTT regimes are measured. As shown, shear modulus and strength characteristics of HT-50 alloy have qualitatively different dependences on deformation degree, and hence, on concentration of strain defects and quantity of -Ti phase precipitated from -solid solution. According to the results of measurements of tem- perature dependences of internal friction and relative resistivity, the lev- els of internal stresses in HT-50 alloy after different MTT regimes are determined. As revealed, during the process of deformations along differ- ent directions (DDD) at 20 and 400C, relaxation processes resulting to reduction in the internal stress levels in the alloy are occurring. The mechanisms of influence of different MTT regimes on physical and me- chanical properties of NT-50 alloy are discussed. Ключевые слова: пластическая деформация, физико-механические свой- ства, модуль сдвига, внутреннее трение, удельное электрическое сопро- тивление, структура, релаксационные процессы. Ключові слова: пластична деформація, фізико-механічні властивості, модуль зсуву, внутрішнє тертя, питомий електричний опір, структура, релаксаційні процеси. Keywords: plastic deformation, physical and mechanical properties, shear modulus, internal friction, resistivity, structure, relaxation processes. (Получено 21 октября 2016 г.; после доработки — 15 ноября 2016 г.) 1. ВВЕДЕНИЕ Существующие подходы к получению объёмных наноструктури- рованных материалов с повышенными физико-механическими СТРУКТУРА И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА Nb–Ti 345 свойствами основаны на увеличении концентрации деформаци- онных дефектов и измельчении субзёрен поликристаллов путём приложения интенсивных пластических деформаций (ИПД) [1]. Согласно существующим представлениям [1], при ИПД образует- ся фрагментированная структура, содержащая большеугловые границы, на стыках которых формируются мезодефекты. Релак- сация напряжений на них приводит к формированию и эволюции новых границ раздела с разориентацией, достигающей десятков градусов. Однако в ряде случаев при создании наноструктур методами ИПД материал разрушается, не достигая фрагментированной субмикроструктуры. В работе [2] показано, что для возможности проведения ИПД без разрушения целесообразно использовать по- следовательное сочетание обработок давлением, создающих в ма- териале различные эпюры напряжений. При этом условиями оп- тимизации для достижения определённых физико-механических свойств могут быть последовательность разных видов воздей- ствия, степень и температурные условия деформации на разных этапах ИПД. В связи с этим в данной работе проводились исследования фи- зико-механических свойств сплава ниобий–титан после ИПД, включающей последовательное сочетание разных видов термоме- ханических обработок, которые являются этапами технологиче- ского процесса получения сверхпроводящих наноструктуриро- ванных проводов на основе Nb–Ti. Выбор объекта исследования обусловлен тем, что сплав Nb–Ti обладает высокой деформационной способностью и является ма- териалом, широко применяемым в технической сверхпроводимо- сти, а также в аэрокосмической технике. 2. МАТЕРИАЛЫ, ВИДЫ ДЕФОРМАЦИИ, МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЙ Материалом исследования был сплав НТ-50 (Nb–48,5 вес.% Ti), полученный методом дуговой гарнисажной плавки. Исходными компонентами сплава были титан губчатый марки ТГ-105 и нио- бий электронно-лучевой плавки НЭ-2. Содержания основных примесей (C, N, O и Fe) не превышали следующие значения: cC   0,04 вес.%, cN  0,03 вес.%, cO  0,05 вес.% и cFe  0,06 вес.%. Сплав НТ-50 после литья подвергался интенсивной пластиче- ской деформации путём последовательного сочетания различных видов механико-термических обработок (МТО): разнонаправлен- ной деформации (РНД) под большим давлением в закрытом кон- тейнере при 20 и 400С, экструзии при 400С и волочения при 20С. Выбор температуры деформации определялся возможно- 346 Л. А. ЧИРКИНА, М. Б. ЛАЗАРЕВА, В. И. СОКОЛЕНКО и др. стью создания различной степени диффузионного распада - твёрдого раствора в процессе деформации разными способами при 400С и отсутствия распада при 20С. Использованные разные виды деформации (РНД, экструзия и волочение), отличались эпюрами напряжений, степенью и температурой деформации, что позволило создать субструктуры с различным уровнем дисперсно- сти, типом дислокационной подсистемы и степенью распада - твёрдого раствора. Спецификой РНД является осуществление деформации с высо- ким давлением (P  14 кбар) при осадке материала в закрытом контейнере [3–7]. В таких условиях деформирования в материале создаются эпюры напряжений, обусловленные квазивсесторонним сжатием [8–11], которые могут существенно влиять на энергети- ческие и кристаллогеометрические параметры дислокаций, уско- рять диффузию и процессы массопереноса, что активизирует ха- рактер и условия протекания процессов динамического возврата и механической полигонизации в деформируемых материалах. В отличие от РНД при волочении и экструзии отсутствуют напряжения, возникающие в условиях высоких давлений в за- крытом объёме. При этих видах нагружения пластическая де- формация металлов и сплавов развивается по классическим за- конам [12, 13]. Обработка методом РНД заключалась в том, что заготовки сплава НТ-50 диаметром 20 мм и длиной 50 мм, вырезанные из исходного слитка, подвергались многократному повторению цик- ла, состоящего из осадки заготовки с усилием  14 кбар в за- мкнутом контейнере диаметром 30 мм и выдавливания материа- ла из этого контейнера через фильеру диаметром 20 мм. При деформации путём РНД в закрытом объёме можно выде- лить три вида деформации. Сначала в верхней части контейнера происходит осадка материала путём однонаправленного сжатия до полного контакта со стенками контейнера, пуансона и перего- родкой, закрывающей фильеру в нижнюю часть контейнера. С этого момента начинается деформация в закрытом объёме типа квазивсестороннего сжатия под большим (14 кбар) давлением. Степень изменения физико-механических свойств после такой обработки зависит от уровня давления и времени пребывания ма- териала в состоянии квазивсестороннего сжатия. Третий вид де- формации происходит после открытия фильеры, через которую материал выдавливается в нижнюю часть контейнера. Величина истинной деформации за 1 цикл составляла 1,6. В данной работе число циклов РНД равнялось 10. В таблице 1 приведены виды, параметры использованных ре- жимов МТО, размеры субструктуры и количество -Ti фазы, вы- делившейся из -твёрдого раствора Nb–Ti сплава после всех ре- СТРУКТУРА И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА Nb–Ti 347 жимов. После каждого режима МТО определяли механические свой- ства на растяжение ( и ) при 20С, модуль сдвига (G) в области 20–400С, декремент затухания крутильных колебаний () в об- ласти 20–400С и относительное удельное электросопротивление (77/300) в области 20–450С. Механические испытания на растя- жение проводили на микроразрывной установке [14] со скоро- стью 10 3 с 1. Температурные зависимости модуля сдвига и логарифмическо- го декремента затухания крутильных колебаний определяли при измерении внутреннего трения на образцах диаметром 0,8 мм и ТАБЛИЦА 1. Характеристики режимов МТО и размеры субструктуры Nb–Ti-сплава.1 Номер режи- ма МТО Вид МТО Параметры МТО Сред- ний размер субзё- рен, нм Количество выделившейся α-Ti фазы, определённой Температу- ра, С Степень истинной деформации, e поэтап- ная суммар- ная по изме- нению G, вес.% по дан- ным эл. микр., вес.% 1 отжиг 3 ч. 800 – – 20103 0 0 2 экстру- зия  волоче- ние 400 20 2,2 4,0 6,2 225 0 0 3 РНД 10 циклов 400 1,6 16 180 3,6 3,8 4 РНД 10 циклов  экстру- зия  волоче- ние 400 400 20 1,6 2,2 4,0 22,2 90 4,4 4,5 5 РНД 10 циклов  экстру- зия  волоче- ние 20 400 20 1,6 2,2 4,0 22,2 100 0,7 1,0 348 Л. А. ЧИРКИНА, М. Б. ЛАЗАРЕВА, В. И. СОКОЛЕНКО и др. длиной 30 мм. Измерения проводились на установке типа обрат- ного крутильного маятника [15] на частоте 0,2 Гц в области неза- висимого от амплитуды внутреннего трения (  2,010 5) в ваку- уме 10 5 торр. Логарифмический декремент затухания колебаний определял- ся по формуле: 01 ln N A N A   , где A0 и AN —начальная и конечная амплитуды измерения, N — число колебаний, за которое амплитуда уменьшилась от A0 до AN. Внутреннее трение Q1 и логарифмический декремент затухания крутильных колебаний  связаны соотношением   Q1 [16]. Модуль сдвига G после проведённых режимов МТО рассчиты- вался по формуле [16]: 2 4 128 LJf G d   , где L и d — соответственно длина и диаметр образца, J — мо- мент инерции коромысла установки для измерения внутреннего трения, а f — частота колебаний образца. Частоту свободных крутильных колебаний определяли на базе 100–120 колебаний образца с помощью частотомера. Для определения температурных зависимостей относительного удельного электросопротивления после всех режимов МТО при- менялась 4-хточечная потенциометрическая схема. Измерения электросопротивления проводились при 20 и 196С после изо- хронных отжигов образцов сплава НТ-50 в области 20–450С. Энергия активации процессов, происходящих при отжигах, рас- считывалась по формуле     1 2 1 2 2 1 ln T T dp dtTT E k T T dp dt    , где k — постоянная Больцмана, а p  R/RT [17]. Структура сплава НТ-50 после всех видов МТО оценивалась путём проведения металлографических и электронно-микроско- пических исследований. На микроскопе ММР-4 изучалась метал- лография после всех режимов МТО. Электронно-микроскопи- ческие исследования образцов проводили на электронном микро- скопе TESLA-BS 613. Параметры субструктуры вычисляли путём статистической об- работки металлографических и электронно-микроскопических снимков [18]. СТРУКТУРА И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА Nb–Ti 349 3. РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ 3.1. Электронно-микроскопическая субструктура Исходное состояние сплава НТ-50 (режим № 1) — поликристал- лическое, со средним размером зёрен  20 мкм (см. табл. 1). На рисунке 1 представлена электронно-микроскопическая субструк- тура образцов, прошедших МТО по различным режимам [19]. В процессе экструзии и волочения (2-й режим МТО) создаётся неоднородная субструктура (от 100 до 600 нм) (рис. 1, а; табл. 1). Частицы -Ti-фазы после этого режима МТО не наблюдаются, то есть сплав остаётся однофазным (табл. 1). В образцах после 10 циклов РНД при 400C (3-й режим) наблюдается двухфазное (-твёрдый раствор и частицы -Ti- фазы) субмикрокристаллическое состояние со средним размером субзёрен  180 нм (рис. 1, б; табл. 1). Количество выделившейся -Ti-фазы по данным электронной микроскопии составляет 3,8 вес.% (табл. 1). В процессе 4-го режима МТО создаётся двухфазное (-Ti-фаза и а б в г Рис. 1. Электронно-микроскопическая субструктура сплава НТ-50 после различных режимов МТО, где а, б, в и г — режимы №№ 2, 3, 4 и 5 в табл. 1 [19].2 350 Л. А. ЧИРКИНА, М. Б. ЛАЗАРЕВА, В. И. СОКОЛЕНКО и др. -твёрдый раствор) нанокристаллическое состояние с субзёрнами размером  90 нм и выделениями -Ti-фазы размером  60 нм (рис. 1, в; табл. 1). Частицы -Ti-фазы выделяются по границам зёрен, их весовая доля составляет  4,5 вес.%, а плотность —  1,6109 см 2 (табл. 1). В результате 5-го режима МТО получена высокооднородная, нанокристаллическая структура с размером субзёрен  100 нм (рис. 1, г; табл. 1) и незначительным количеством -Ti фазы ( 1,0 вес.%), возникшей в процессе экструзии сплава Nb–Ti в течение 30 мин при 400С, находящегося в неравновесном состо- янии, созданном предварительной многоцикловой обработкой пу- тём РНД при 20С (табл. 1). Из приведённых выше электронно-микроскопических данных следует, что наименьший размер субзёрен и выделение макси- мального количества -Ti-фазы реализуются при 4-м режиме МТО, когда РНД и последующая экструзия осуществляются при 400С (табл. 1). Рис. 2. Температурные зависимости модуля сдвига сплава НТ-50 в ис- ходном состоянии (режим № 1, кривая 1) и деформированного по ре- жимам №№ 2–5 (кривые 2–5).3 СТРУКТУРА И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА Nb–Ti 351 3.2. Температурные зависимости модуля сдвига На рисунке 2 приведены температурные зависимости модуля сдвига G(T) для сплава НТ-50 в исходном состоянии (режим № 1, кривая 1) и после деформации по режимам 2–5 (кривые 2–5), от- личающиеся видами, величиной и температурой деформации (табл. 1), что приводит к различной дефектности кристалличе- ской решётки и степени распада -твёрдого раствора сплава нио- бий–титан. Обращают на себя внимание разные величины модуля сдвига после всех режимов МТО. Видно (рис. 2), что после обработки сплава по режимам №№ 3–5 (кривые 3–5) величина модуля сдвига больше, а после МТО по режиму № 2 (кривая 2) — мень- ше, чем для исходного состояния сплава (кривая 1). Известно [20, 21], что деформационные дефекты в металлах и сплавах вызывают снижение модуля сдвига по сравнению с ис- ходным состоянием, что наблюдается в данной работе после де- формации сплава путём экструзии и волочения по режиму № 2 (рис. 2; кривые 1 и 2; табл. 2). Повышение модуля сдвига для НТ-50 после 3-го, 4-го и 5-го режимов МТО по сравнению с исходным состоянием (рис. 2; кри- вые 1, 3, 4, 5; табл. 2) является следствием зависимости величи- ны модуля сдвига в сплавах ниобий–титан от соотношения коли- чества титана и ниобия в -твёрдом растворе [22, 23]. Согласно [22], для Nb–Ti-сплавов в области концентраций -твёрдого рас- твора 40–60 вес.% Nb существует прямая линейная зависимость величины модуля сдвига от содержания Nb в -твёрдом растворе (рис. 3). Наблюдаемый рост модуля сдвига на 16,2 вес.%, 13,1 вес.% и 2,4 вес.% после 4-го, 3-го и 5-го режимов МТО по сравнению с исходным состоянием, с учётом данных рис. 2 и 3, обусловлен увеличением процентного содержания Nb в -твёрдом растворе ТАБЛИЦА 2. Модуль сдвига и содержание Ti в -фазе после различных режимов МТО.4 Номер режима МТО G, ГПа G, % Количество Ti в -фазе, вес.% 1 2,90 48,5 2 2,50 13,8 48,5 3 3,28 13,1 44,9 4 3,37 16,2 44,1 5 2,97 2,4 47,8 352 Л. А. ЧИРКИНА, М. Б. ЛАЗАРЕВА, В. И. СОКОЛЕНКО и др. из-за выпадения 4,4 вес.%, 3,6 вес.% и 0,7 вес.% -Ti фазы, со- ответственно для этих режимов, в процессе РНД и экструзии при 400С (табл. 2) [22]. Полученные по измерениям модуля сдвига количественные данные о выпадении -Ti-фазы после различных режимов МТО хорошо коррелируют с величинами объёмного со- держания -Ti-фазы, выпавшей из -твёрдого раствора, опреде- лёнными по данным электронно-микроскопических исследований (табл. 1). Таким образом, исходя из приведённых экспериментальных данных, следует, что после разных режимов МТО количественное соотношение Nb и Ti в -твёрдом растворе изменяется по-разному по сравнению с исходным состоянием, а, следовательно, содер- жание этих металлов в -твёрдом растворе не соответствует штатному химическому составу -твёрдого раствора в сплаве Nb– 48,5 вес.% Ti. Уменьшение содержания титана в -твёрдом растворе может быть одной из причин снижения степени метастабильности спла- ва НТ-50 с точки зрения активности дальнейшего распада - твёрдого раствора [24]. Поэтому возникает целесообразность про- Рис. 3. Зависимость модуля сдвига от содержаний Nb и Ti в сплавах Nb–Ti [22].5 СТРУКТУРА И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА Nb–Ti 353 ведения повторных интенсивных пластических деформаций сплава Nb–Ti с целью увеличения внутренних напряжений в сплаве для стимуляции дальнейшего выпадения -Ti фазы в про- цессе последующего отжига при температуре интенсивного рас- пада -твёрдого раствора, приводящего к повышению сверхпро- водящих характеристик Nb–Ti-сплава, что подтверждается ре- зультатами работ [3, 24–26]. Как следует из приведённых результатов экспериментальных исследований, наиболее интенсивное развитие процессов выпаде- ния -Ti-фазы из -твёрдого раствора и измельчение субструкту- ры сплава ниобий–титан наблюдается в процессе деформации в закрытом контейнере под давлением  14 кбар при температуре активного распада -твёрдого раствора, что соответствует режи- мам №№ 3 и 4 (табл. 1). В случае режима № 2 в процессе экструзии при 400С распад -твёрдого раствора не реализуется (табл. 1), так как распад - твёрдого раствора Nb–Ti происходит при наличии определённого уровня внутренних напряжений, создаваемых предварительной деформацией, и последующего отжига при 390–400С, которых при 2-ом режиме МТО не было [3, 24–26]. Снижение модуля сдвига на 13,8 вес.% после обработки экструзией и волочением (режим № 2) по сравнению с величиной G для исходного состоя- ния (рис. 2; кривые 2 и 1; табл. 2; режимы №№ 2 и 1), также свидетельствует о том, что доминирующим процессом при такой обработке является увеличение концентрации деформационных дефектов, а не распад -твёрдого раствора [22–27]. 3.3. Механические свойства Распад -твёрдого раствора и разный уровень дефектности кри- сталлической решётки после проведённых режимов МТО приво- дят не только к существенной разнице в величинах модуля сдви- га, но и вызывают значительные изменения прочности и пла- стичности по сравнению с исходным состоянием сплава (рис. 4). Из рисунка 4 видно, что в исходном состоянии (режим № 1) сплав НТ-50 имеет сравнительно низкие уровни прочности (кри- вые 1 и 2), пластичности (кривая 3) и полное отсутствие распада -твёрдого раствора (кривая 4). При 2-м режиме МТО распад -твёрдого раствора в процессе экструзии при 400С до е  2,2 также не реализовался (рис. 4, кривая 4, режим № 2) из-за отсутствия достаточного уровня внутренних напряжений, обычно создаваемых предварительной пластической деформацией. После 2-го режима МТО наблюдается повышение прочности B на 84%, предела текучести σ0,2 на 40% и уменьшение пластичности на 18% по сравнению с исходным 354 Л. А. ЧИРКИНА, М. Б. ЛАЗАРЕВА, В. И. СОКОЛЕНКО и др. состоянием сплава (рис. 4; кривые 1, 2, 3; режимы №№ 2 и 1). В случае 3-го режима МТО в процессе деформации только пу- тём РНД при 400С до е  16 происходит активный распад - твёрдого раствора (3,8 вес.% -Ti) сплава НТ-50, рост предела прочности на 33% и снижение предела текучести на 24% по сравнению с исходным состоянием. Пластичность при этом ре- жиме достигла максимума (10,5%) по сравнению с 2,8% для ис- ходного состояния (рис. 4; кривые 1, 2, 3; режим 3). Такое необычное изменение предела текучести (снижение σ0,2) после 3-го режима МТО может быть следствием очистки матрицы сплава от точечных дефектов разного типа (вакансий, дивакан- сий, внедрённых и междоузельных атомов) в процессе квазигид- роэкструзии при 400С под большим давлением. После 4-го режима МТО наблюдаются максимальные характе- ристики прочности: В увеличился на 186%, 0,2 — на 140% по сравнению с исходным состоянием (рис. 4; кривые 1 и 2; режимы №№ 4 и 1). Пластичность сплава после 4-го режима МТО (3,0%) почти соответствует уровню пластичности сплава в исходном со- стоянии (2,8%) (рис. 4, кривая 3). При 4-м режиме МТО проис- Рис. 4. Изменения прочности (В, кривая 1; 0,2, кривая 2), пластично- сти (, кривя 3) и количества -Ti фазы (кривая 4) после разных режи- мов МТО сплава НТ-50.6 СТРУКТУРА И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА Nb–Ti 355 ходит максимальный распад -твёрдого раствора (4,5 вес.% -Ti) (рис. 4, кривая 4). Высокий уровень прочности и низкий уровень пластичности сплава после 4-го режима МТО может быть след- ствием проведения на финишном этапе МТО волочения при 20С до е  4,0, в результате которого резко увеличивается концентра- ция деформационных дефектов [28]. Максимальное количество выделившейся -Ti фазы в процессе этого режима МТО является результатом распада -твёрдого раствора как в процессе РНД при 400С до е  16, так и при последующей экструзии при 400С до е  2,2. Реализация распада -твёрдого раствора в процессе экс- трузии при 4-м режиме МТО, в отличие от отсутствия распада при 2-м режиме МТО, обусловлена созданием неравновесных по- лей внутренних напряжений, вызванных предшествующей де- формацией путём РНД (табл. 1 и 2). После 5-го режима МТО, который отличается от 4-го режима только температурой РНД (табл. 1), предел прочности В не от- личается от В после 4-го режима, а 0,2 на 15% меньше, чем 0,2 после 4-го режима (рис. 4, кривые 1 и 2). Количество выпавшей -Ti фазы после 5-го режима МТО незначительно ( 1,0 вес.%), так как распад -твёрдого раствора при этом режиме МТО реали- зовался только в процессе экструзии при 400C до е  2,2, по- скольку РНД и волочение осуществлялись при температуре (20С), когда фазовое превращение в сплаве НТ-50 термодинами- чески невозможно [24]. Из рисунка 4 видно, что прочность сплава НТ-50 резко увели- чивается после 2-го, 4-го и 5-го режимов МТО, при которых по- следним видом деформации было волочение при 20C до е  4,0 (режимы №№ 2, 4, 5), вызывающее существенное повышение концентрации деформационных дефектов [28]. В том случае, ко- гда МТО осуществлялось только путём РНД при 400C до е  16, то есть в условиях квазивсестороннего сжатия, прочность сплава минимальна (рис. 4; кривые 1 и 2; режим № 3). Важно отметить, что после разных режимов МТО изменяется не только концентрация деформационных дефектов, но и количе- ство частиц -Ti фазы, выделившихся из -твёрдого раствора сплава НТ-50 (табл. 2). Сопоставим характер изменения прочно- сти и модуля сдвига сплава НТ-50 после разных режимов МТО, отличающихся концентрацией деформационных дефектов и ко- личеством выделившейся -Ti фазы. Из литературы [1, 28–31] известно, что прочность металлов и сплавов возрастает при уве- личении концентрации деформационных дефектов, тогда как мо- дуль сдвига, согласно [20, 21] и результатам данной работы (рис. 2; кривые 1 и 2), с ростом плотности дислокаций снижается. По результатам данной работы сопоставим характер зависимо- стей прочности и модуля сдвига сплава от количества -Ti фазы, 356 Л. А. ЧИРКИНА, М. Б. ЛАЗАРЕВА, В. И. СОКОЛЕНКО и др. выделившейся из -твёрдого раствора в процессе разных режимов МТО (рис. 5). Из рисунка 5 видно, что, как и в работе [22], после разных режимов МТО для модуля сдвига (кривая 1) сплава НТ-50 харак- терна линейная зависимость от количества -Ti- фазы, выпавшей из -твёрдого раствора, тогда как прочность сплава (рис. 5, кри- вые 2 и 3) не имеет определённой зависимости от концентрации -Ti фазы. Более того практически одинаковый уровень прочно- сти соответствует минимальному (0,7 вес.%) и максимальному (4,5 вес.%) количеству выделившейся -Ti фазы. Таким образом, из полученных экспериментальных данных следует, что величины прочности и модуля сдвига после разных режимов МТО обусловлены различными причинами. Это согласу- ется с утверждением Я. Д. Фридмана, что «в общем случае нет оснований ожидать закономерной связи между упругими харак- теристиками (Е, G) и пределами упругости и текучести. Поэтому часто встречающееся отнесение предела упругости и текучести к упругим характеристикам металла является неверным» [31]. Для определения структурно-фазовых состояний после исполь- Рис. 5. Зависимости модуля сдвига G (кривая 1), предела прочности B (кривая 2) и предела текучести 0,2 (кривая 3) от количества -Ti фазы, выпавшей из -твёрдого раствора сплава НТ-50 в процессе разных ре- жимов МТО.7 СТРУКТУРА И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА Nb–Ti 357 зованных в данной работе режимов МТО, определяющих проч- ность сплава НТ-50, были проведены исследования температур- ных зависимостей внутреннего трения в области 20–400C и от- носительного удельного электросопротивления в области 20– 450С. 3.4. Температурные зависимости внутреннего трения Методами измерения затухания крутильных колебаний оценим уровни внутренних напряжений и степень упорядочения дефект- ной структуры в поле знакопеременных напряжений в области 20–250C для всех использованных режимов МТО. На рисунке 6 приведены температурные зависимости декре- мента затухания крутильных колебаний в области 20–400C Рис. 6. Температурные зависимости декремента затухания сплава НТ- 50, деформированного по режимам № 1 (кривая 1), № 2 (кривая 2), № 3 (кривая 3), № 4(кривая 4) и № 5 (кривая 5). Кривые 2, 3, 4 и 5* — уровни фона для кривых 2, 3, 4 и 5, соответственно.8 358 Л. А. ЧИРКИНА, М. Б. ЛАЗАРЕВА, В. И. СОКОЛЕНКО и др. сплава НТ-50 после проведённых режимов МТО. Из рисунка сле- дует, что для температурной зависимости внутреннего трения (Т) сплава НТ-50 в области 100–250C после проведённых режи- мов МТО характерны следующие отличительные особенности:  разные уровни фона внутреннего трения;  наличие или отсутствие пика внутреннего трения в области 100–250C;  высота пика внутреннего трения в области 100–250C после различных режимов МТО. Рассмотрим каждую особенность зависимости (Т) для всех проведённых режимов МТО. 3.4.1. Уровни фона внутреннего трения Из рисунка 6 видно, что для исходного состояния сплава НТ-50 кривая (Т) представляет собой экспоненциально возрастающую зависимость с довольно низким уровнем внутреннего трения в области 100–250C (кривая 1). Самый высокий уровень фона внутреннего трения исследуемо- го сплава после проведённых режимов МТО (на 72% выше ис- ходного состояния) наблюдается после режима № 2 (рис. 6, кри- вая 2,   21,510 3, табл. 3), когда деформация осуществлялась путём экструзии при 400C до е  2,2 с последующим волочением при 20C до е  4,0. Самый низкий уровень фона (на 45% ниже исходного состоя- ния) характерен для режима № 3 (рис. 6; кривая 3;   6,910 3; табл. 3), в процессе которого деформация проводилась только в условиях квазивсестороннего сжатия путём РНД при 400C до е  16. Величина уровня фона внутреннего трения определялась при 200C, что соответствует температуре максимума внутреннего трения для МТО-режимов №№ 2–5 (рис. 6). Согласно [16, 32], уровень фона внутреннего трения повышает- ся при уменьшении размера зерна, росте степени деформации и увеличении количества фаз в исследуемом материале. Сопоста- вим уровни фона декремента затухания, степень деформации и структурные параметры исследуемого сплава, обработанного по режимам №№ 2 и 3, для которых характерны максимальный и минимальный уровни фона температурной зависимости внутрен- него трения (рис. 6, кривые 2* и 3). Как следует из электронно-микроскопических исследований, проведённых в работе [19], в процессе 2-го режима МТО в сплаве создаётся очень неоднородная (от 100 нм до 600 нм) субструкту- ра, тогда как после 3-го режима МТО размер субзёрен равен 180 нм (табл. 1). Суммарная степень деформации при 2-м режиме МТО равна е  6,2, при 3-м режиме е  16,0 (табл. 1). СТРУКТУРА И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА Nb–Ti 359 Т А Б Л И Ц А 3 . Х а р а к т е р и ст и к а в н у т р е н н е го т р е н и я ( В Т ) и у р о в н я э л е к т р о со п р о т и в л е н и я п о сл е р а зн ы х р еж и м о в М Т О .9 И з м е н е н и е  7 7 /  3 0 0 , п о с р а в н е н и ю с и с х о д н ы м с о с т о я н и е м п р и 2 0 C , % – 6 ,8  9 ,7 – 4 ,4 У р о в е н ь э л е к т р о - с о п р о - т и в л е - н и я п р и 2 0 C  7 7 /  3 0 0 0 ,8 1 9 0 ,8 7 5 0 ,7 4 0  0 ,8 5 5 В ы с о т а п и к а В Т в о б л а с т и 1 0 0 – 2 5 0 C , h , 1 0  3 – 5 ,6 3 ,5 1 2 ,6 2 ,0 И з м е н е н и я у р о в н я ф о н а В Т п о с р а в - н е н и ю с и с - х о д н ы м с о - с т о я н и е м , % 7 2 – 4 5 1 6 4 6 У р о - в е н ь ф о н а В Т ,  , 1 0  3 п р и 2 0 0 C 1 2 ,5 2 1 ,5 6 ,9 1 4 ,5 1 8 ,2 К о л и ч е - с т в о в ы - д е л и в - ш е й с я  -T i ф а - з ы , в е с .% 0 0 3 ,6 4 ,4 0 ,7 М е х а н и з м ы н а к о п л е н и я в н у т р е н н и х н а п р я ж е н и й О т ж и г 3 ч а с а п р и т е м п е р а т у р е 8 0 0 C (и с х о д н о е с о с т о я н и е ) Б о л ь ш а я к о н ц е н т р а ц и я д е ф о р м а ц и о н н ы х д е - ф е к т о в в п р о ц е с с е э к с т р у з и и п р и 4 0 0 C и в о - л о ч е н и я п р и 2 0 C д о с у м м а р н о й е  6 ,2 О б р а з о в а н и е ф а з ы N b T i4 и к о м п л е к с о в « в а - к а н с и о н н а я п е т л я – м и к р о в ы д е л е н и я » в п р о - ц е с с е Р Н Д п р и 4 0 0 C д о е  1 6 О б р а з о в а н и е ф а з ы N b T i4 и к о м п л е к с о в « в а - к а н с и о н н а я п е т л я – м и к р о в ы д е л е н и е » в п р о - ц е с с е Р Н Д п р и 4 0 0 C д о е  1 6 . У в е л и ч е н и е к о н ц е н т р а ц и и д е ф о р м а ц и о н н ы х д е ф е к т о в в п р о ц е с с е э к с т р у з и и п р и 4 0 0 C и в о л о ч е н и я п р и 2 0 C д о с у м м а р н о й с т е п е н и е  6 ,2 С н и ж е н и е у р о в н я в н у т р е н н и х н а п р я ж е н и й в п р о ц е с с е Р Н Д п р и 2 0 C д о е  1 6 п е р е д п о с л е - д у ю щ и м и д е ф о р м а ц и я м и э к с т р у з и е й п р и 4 0 0 C и в о л о ч е н и я п р и 2 0 C д о с у м м а р н о й е  6 ,2 Н о - м е р р е - ж и - м а М Т О 1 2 3 4 5 360 Л. А. ЧИРКИНА, М. Б. ЛАЗАРЕВА, В. И. СОКОЛЕНКО и др. Кроме того, при 2-м режиме МТО не происходит распад - твёрдого раствора и сплав остаётся однофазным, а при 3-м режи- ме МТО создаётся двухфазное состояние сплава (-твёрдый рас- твор и 3,6 вес.% -Ti фазы) (табл. 1). Поскольку после 3-го режима МТО размер субзёрен меньше, а степень деформации и количество фаз больше, чем после 2-го режима (табл. 1), то, согласно работам [16, 32], фон внутреннего трения, должен быть выше после 3-го режима МТО, по сравне- нию с фоном внутреннего трения после 2-го режима МТО, что не соответствует полученным экспериментальным результатам (рис. 6, кривые 2 и 3 ). Следовательно, ни один из приведённых струк- турных и деформационных параметров не может быть причиной наблюдаемых различий в уровнях фона внутреннего трения для двух рассматриваемых режимов МТО. Обнаруженное различие в уровнях фона после 2-го и 3-го ре- жимов МТО может быть следствием разных видов деформации при этих режимах, отличающихся механизмами развития пла- стического течения материала, что приводит к образованию де- фектных структур различного типа и создаёт существенно раз- ный уровень внутренних напряжений [8–11, 28–30]. Кроме того, в процессе РНД при 400C происходит распад -твёрдого раствора (табл. 1). Образование двухфазного состояния сплава должно бы- ло бы привести к росту фона внутреннего трения. Однако в про- цессе фазовых превращений уровни внутренних напряжений в материале снижаются [4, 24]. Поэтому, как показано в данной работе, с учётом влияния деформации в условиях квазивсесто- роннего сжатия, особенно при 400C, уровень фона внутреннего трения после 3-го режима МТО на 45% ниже (3  6,910 3), даже чем уровень фона для отожжённого при 800C в течение трёх ча- сов (1  12,510 3) сплава НТ-50 (рис. 6; кривые 1 и 3; табл. 3). Низкий уровень внутренних напряжений в сплаве НТ-50 после РНД при 400C до е  16 подтверждается в работе [4], где рентге- новским методом определено полное отсутствие собственных микроискажений в сплаве НТ-50 после этого режима МТО. Наиболее близкий к уровню фона внутреннего трения для 2-го режима МТО является фон внутреннего трения после 5-го режи- ма МТО (на 46% выше фона для исходного состояния; 5  18,2   10 3; кривые 2* и 5; табл. 3), который отличается от 2-го режи- ма только дополнительной деформацией путём РНД при 20C пе- ред экструзией и волочением (табл. 1). Если перед экструзией и волочением проводить РНД при повы- шенной (400С) температуре (режим № 4), то уровень фона внут- реннего трения оказывается существенно ниже, чем после 2-го и даже после 5-го режима МТО, при котором РНД осуществлялось при 20C (рис. 6; кривые 4 и 5 ; табл. 3). Кроме того, более низкий СТРУКТУРА И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА Nb–Ti 361 уровень фона внутреннего трения после 4-го режима МТО по срав- нению с 5-м режимом МТО (табл. 3) может быть обусловлен сниже- нием уровня внутренних напряжений при распаде -твёрдого рас- твора с образованием частиц -Ti фазы в процессе РНД при 400С (режим № 4) в отличие от РНД при 20С (режим № 5), когда распад -твёрдого раствора не происходит (табл. 2) [24]. Более высокий уровень фона внутреннего трения после 4 и 5-го режимов МТО по сравнению с 3-м режимом, при котором прово- дилось только РНД при 400C, обусловлен увеличением концен- трации деформационных дефектов и уровня внутренних напря- жений в результате дополнительных деформаций экструзией до е  2,2 и волочением до е  4,0 (табл. 1). 3.4.2. Пики внутреннего трения в области температур 100–250 C Второй особенностью зависимостей (Т) сплава НТ-50 после раз- ных режимов МТО является наличие или отсутствие пика внут- реннего трения в области 100–250C (рис. 6). Согласно [32–34], широкий пик внутреннего трения релаксационного типа на ча- стоте  1 Гц возникает в деформированном материале вследствие упорядочения в твёрдых растворах типа замещения в поле напряжений в области температур  200C по механизму, обу- словленному диффузией точечных дефектов в поле напряжений. Такой пик внутреннего трения в области 100–250C наблюдался после деформации сплава НТ-50 волочением на 90% при 20C [34]. Для хорошо отожжённых металлов и сплавов пика внутренне- го трения в этой области температур не должно быть, что и наблюдается в данной работе для сплава НТ-50 после отжига при 800C в течение 3-х часов (рис. 6, кривая 1). Пик внутреннего трения разной высоты в области 100–250C наблюдается после термомеханических обработок сплава НТ-50 по режимам №№ 2–5 (рис. 6, кривые 2, 3, 4, 5). Появление пика внутреннего трения в одной и той же темпера- турной области после разных режимов МТО может свидетель- ствовать об идентичности релаксационного механизма, вызыва- ющего пик внутреннего трения. Однако, исходя из разной высо- ты пика после проведённых режимов МТО, источники внутрен- них напряжений, необходимые для реализации этого пика при тепловой активации в данной области температур, могут отли- чаться по природе, количеству и интенсивности [16, 32]. При использованных в данной работе режимах МТО одним из источников создания высокого уровня деформационных дефектов и внутренних напряжений, вызывающих при тепловой актива- 362 Л. А. ЧИРКИНА, М. Б. ЛАЗАРЕВА, В. И. СОКОЛЕНКО и др. ции возврат структуры и свойств деформированного материала, а, следовательно, и пик внутреннего трения на зависимости (Т), являются деформации волочением при 20C и экструзией при 400C до суммарной степени деформации е  6,2 [28–30]. Согласно [4], в результате РНД при 400С в сплаве НТ-50 про- исходит распад -твёрдого раствора с выпадением не только ча- стиц -Ti фазы, но и с образованием орторомбической мартенсит- ной фазы NbTi4, объёмная доля которой в результате РНД при 400С до е  16 составляет 5,9 вес.%, а также возникновением микровыделений внутри ОКР-центров отрицательной дилатации в виде комплексов типа «вакансионная петля–микровыделение». Фаза NbTi4 существует как когерентные выделения внутри ОКР -основы сплава. Выделения фазы NbTi4 и комплексов «ва- кансионная петля–микровыделение» являются доминирующими источниками межфазных микроискажений при интенсивной РНД, поскольку «собственных» микроискажений в кристалличе- ской решётке НТ-50 после РНД при 400C не выявлено [4]. По- этому наличие фазы NbTi4 и комплексов «вакансионная петля- микровыделение» являются вторым типом источников внутрен- них напряжений высокого уровня в Nb–Ti сплаве после МТО по режимам 3 и 4, когда РНД осуществляется при 400C до е  16. Рассмотрим возможные причины возникновения пиков внут- реннего трения разной высоты в области 100–250C после 2-го, 3- го, 4-го и 5-го режимов МТО. Высота пика внутреннего трения (h) определялась как разность значений декремента затухания на уровне максимума пика внутреннего трения и уровня фона при одной и той же температуре (200С). Для сплава НТ-50, отожжённого при 800C в течение трёх ча- сов, пик внутреннего трения в области 100–250C не возникает (рис. 6, кривая 1). Из рисунка 6 и табл. 3 следует, что наиболь- шая высота пика внутреннего трения (h  12,610 3) в области 100–250C наблюдается после 4-го режима МТО и является ре- зультатом наличия в сплаве после этого режима обработки как высокой концентрации деформационных дефектов, возникших в результате волочения и экструзии, так и повышенного уровня внутренних напряжений вследствие появления фазы NbTi4 и комплексов «вакансионная петля–микровыделение» в процессе РНД при 400C до е  16. Отсутствие одной из причин возникновения пика внутреннего трения в деформированном сплаве НТ-50 приводит к снижению его высоты. Так при отсутствии фазы NbTi4 и комплексов «ва- кансионная петля–микровыделение» в случае 2 режима МТО вы- сота пика внутреннего трения (h  5,610 3) уменьшилась более чем в 2 раза по сравнению с режимом № 4 (рис. 6; кривые 2 и 4; табл. 3). СТРУКТУРА И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА Nb–Ti 363 При 3-м режиме МТО, когда деформация проводилась только путём РНД при 400C до е  16 (табл. 1), то есть при отсутствии в сплаве высокой концентрации деформационных дефектов, возни- кающих при волочении и экструзии, высота пика в области 100– 250C (h  3,510 3) в 3,6 раза меньше, чем после 4-го режима МТО. Минимальная высота пика внутреннего трения в области 100– 250C (h  2,010 3), что в 6,3 раза меньше, чем высота пика по- сле 4-го режима МТО (табл. 3), образуется после 5-го режима МТО, когда после РНД (20С) проводилась деформация волочени- ем и экструзией, при которых возникает высокий уровень де- формационных дефектов, а фаза NbTi4 и комплексы «вакансион- ная петля–микровыделение» не образуются. Этот факт дополни- тельно свидетельствует о высоком уровне внутренних напряже- ний, создаваемых фазой NbTi4 и микровыделениями внутри ОКР- центров отрицательной дилатации. 3.5. Зависимость относительного удельного электросопротивления от температуры изохронных отжигов Для определения характера процессов, развивающихся при нагреве деформированного сплава НТ-50, были проведены изме- рения зависимости относительного удельного электросопротивле- ния 77/300 от температуры изохронных отжигов в области 20– 450C (рис. 7, а). На рисунке 7 приведены зависимости электро- сопротивления и фона внутреннего трения в сплаве НТ-50 после 1-го, 2-го, 3-го и 5-го режимов МТО. Из рисунка 7, а видно, что после 2-го и 5-го режимов МТО уровни относительного удельного электросопротивления при 20C выше, чем для исходного состояния (режим № 1) на 6,8% и 4,4%, соответственно, а после 3-го режима МТО — ниже исходного со- стояния на 9,7%. Так как 5-ый режим МТО отличается от 2-го только наличием РНД при температуре 20C до е  16, следовательно, снижение уровня 77/300(Тотж) после 5-го режима по сравнению со 2-ым на 0,9% может быть следствием только влияния деформации в условиях квазивсестороннего сжатия в процессе РНД. Если про- водить деформацию только путём РНД при 400C до е  16 (ре- жим № 3), то различие в уровнях удельного электросопротивле- ния после 2-го и 3-го режимов МТО достигает 17%, что свиде- тельствует о мощном эффекте релаксации внутренних напряже- ний в процессе РНД при 400С. Следует отметить, что эти отличия уровней электросопротив- ления аналогичны соотношениям уровней фона внутреннего тре- ния после 1-го, 2-го, 3-го и 5-го режимов, которые характеризу- 364 Л. А. ЧИРКИНА, М. Б. ЛАЗАРЕВА, В. И. СОКОЛЕНКО и др. ют уровень внутренних напряжений в сплаве НТ-50 после этих режимов МТО (рис. 7, б). Кроме отличий в уровнях зависимостей 77/300(Тотж) после раз- ных режимов МТО наблюдается заметное изменение характера температурных зависимостей, обусловленное структурными из- менениями сплава при нагреве в области 20–450С. Из рисунка 7, а видно, что в области 20–250С интенсивный процесс изменения структуры деформированного сплава НТ-50 за счёт диффузионных процессов перемещения дивакансий, междо- узельных и внедрённых атомов по вакансионному механизму ре- ализуется только после 3-го режима МТО с энергией активации 0,18 эВ [32, 33]. Это может быть связано с повышением уровня внутренних напряжений при наличии фазы NbTi4 и комплексов «вакансионная петля–микровыделения», которые образуются только в процессе РНД при 400C и вызывают пик внутреннего трения в области 100–250C. В области 250–450C происходит распад -твёрдого раствора по механизму деформационного старения [3–5, 24]. После деформа- ции сплава по режимам №№ 2, 3 и 5 распад -твёрдого раствора происходит с различными энергиями активации (табл. 4). Про- цесс распада -твёрдого раствора с минимальной энергией акти- вации (1,75 эВ) наблюдается после 3-го режима МТО, когда РНД проводилось при 400C до е  16. В случае деформации экструзией при 400C и волочением при 20C (режим № 2) энергия активации этого процесса максималь- на и составляет 2,68 эВ (табл. 4). Если в режим МТО включается деформация в условиях квазивсестороннего сжатия путём РНД а б Рис. 7. Температурные зависимости относительного удельного электро- сопротивления (а) и уровня фона внутреннего трения (б) сплава НТ-50 в исходном состоянии (1) и после деформации по режимам №№ 2, 3 и 5 (кривые 2, 3 и 5).10 СТРУКТУРА И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА Nb–Ti 365 при 20С (режим № 5), энергия активации процесса распада - твёрдого раствора уменьшается до 2,45 эВ (табл. 4). В работе [37] показано, что сочетание деформации и отжига в области III стадии возврата ниобия приводит к уменьшению остаточного электросопротивления до значений, ниже характери- стики исходного (отожжённого) состояния. Эффект связан с очисткой матрицы от кислорода за счёт ухода на стоки точечных дефектов типа вакансия–примесь внедрения (кислород) и образо- вания вакансионно-кислородных кластеров. Аномальная ситуа- ция реализуется и при РНД: в процессе деформации при 400C происходит генерация вакансионных дефектов, их взаимодей- ствие с растворенными примесями внедрения (кислород, азот, углерод) и диффузия образовавшихся комплексов на стоки. В итоге мы наблюдаем снижение остаточного электросопротивле- ния, фона внутреннего трения (освобождаются плоскости сколь- жения от примесей и облегчается перемещение дислокаций). 4. ОБСУЖДЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ Обнаруженные отличия в структурно-фазовых и механических свойствах сплава НТ-50 после проведённых режимов МТО могут быть результатом различных механизмов влияния деформации путём РНД под большим давлением в закрытом объёме в услови- ях квазивсестороннего сжатия [8–11] и деформаций путём воло- чения и экструзии [1, 12, 20, 28–30]. Рассмотрим особенности структурных изменений металлов и сплавов в процессе деформации волочением, экструзией и дефор- мации в закрытом объёме в условиях квазивсестороннего сжатия. Согласно [28], основные структурные изменения в результате волочения при 20C сплава НТ-50 обусловлены увеличением кон- центрации деформационных дефектов, особенностью их распре- деления в объёме и структурой новых границ раздела. При де- формации волочением возникает высокая плотность дислокаций ТАБЛИЦА 4. Температурные области и энергии активации процессов структурно-фазовых изменений в сплаве НТ-50 после 2-го, 3-го и 5-го режимов МТО.11 Номер ре- жима МТО Область темпе- ратур, C Энергия акти- вации U, эВ Область тем- ператур, C Энергии ак- тивации U, эВ 2 20–250 – 250–450 2,68 3 20–250 0,18 250–450 1,75 5 20–250 – 250–450 2,45 366 Л. А. ЧИРКИНА, М. Б. ЛАЗАРЕВА, В. И. СОКОЛЕНКО и др. с равномерным их распределением по объёму с большим количе- ством перегибов и порогов на дислокациях, образующих много- численные сплетения и клубки, что создаёт высокий уровень напряжений. Данные микродифракции [28] свидетельствуют о возникновении при волочении широкого спектра разориентиро- вок: имеются как скомпенсированные, так и не скомпенсирован- ные по разориентировкам группы зерен. Важной особенностью деформации волочением при 20C является также создание высо- кой концентрации точечных дефектов вакансионного типа. В процессе экструзии при 400C происходит образование мел- кодисперсной субструктуры с энергетическими особенностями новых границ раздела [29, 30], что так же, как и волочение, приводит к росту прочности сплава. Согласно [8–11], при деформации под давлением в условиях всестороннего сжатия средняя плотность дислокаций по сравне- нию с деформациями экструзией и волочением на ту же степень существенно уменьшается, линии дислокаций заметно спрямле- ны, а клубки дислокаций либо отсутствуют, либо слабо выраже- ны или не многочисленны. Кроме того [8–11], при деформации в условиях всестороннего сжатия процесс переползания дислока- ций чрезвычайно активизируется, что ускоряет диффузию и инициирует процессы возврата и механической полигонизации, приводящих к снижению полей внутренних напряжений и уменьшению концентрации деформационных дефектов. Согласно [35], с ростом давления при всестороннем сжатии возрастает собственная энергия дислокаций, что затрудняет обра- зование на дислокациях ступенек и перегибов, изменяется сила взаимодействия параллельных краевых дислокаций, способствует выстраиванию дислокаций одного знака в стенку, перпендику- лярную их плоскости скольжения, то есть облегчает процесс ме- ханической полигонизации. Кроме того, давление усиливает взаимодействие между дисло- кациями и активизирует процессы аннигиляции дислокаций противоположного знака, а также способствует формированию стенок за счёт притяжения к ним свободных дислокаций одного знака, что и приводит к полигонизации под давлением с образо- ванием стенок с чередующимися знаками дислокаций, которое получило название барополигонизация [8–10, 34, 35, 37]. Описанные в данной работе особенности физико-механических свойств сплава НТ-50 после деформации в условиях квазивсесто- роннего сжатия путём РНД при 20C и 400C свидетельствуют о том, что в процессе РНД развиваются релаксационные явления, приводящие к активному развитию процессов возврата за счёт ускорения переползания дислокаций и уменьшения их концен- трации [8–11]. СТРУКТУРА И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА Nb–Ti 367 Полученные экспериментальные данные позволяют утвер- ждать, что деформацию в условиях квазивсестороннего сжатия путём РНД можно рассматривать как релаксатор внутренних напряжений, усиливающийся при повышении температуры РНД, а не как способ накопления деформационных дефектов. В тоже время при оптимальном сочетании деформации в усло- виях квазивсестороннего сжатия путём РНД с другими видами деформации (экструзией и волочением), приводящими к увели- чению концентрации деформационных дефектов и к росту проч- ностных характеристик металлов и сплавов, можно получить ма- териал с высокими характеристиками прочности при сохранении достаточного запаса пластичности, что соответствует режимам 4 и 5 для которых предел прочности равен 1,2 ГПа, по сравнению с 0,770 ГПа после экструзии и волочения (режим № 2), в то время как для исходного состояния сплава B  0,420 ГПа. 5. ВЫВОДЫ I. Показано, что после механико-термических обработок (МТО) по режимам №№ 3, 4 и 5, где присутствует разнонаправленная де- формация (РНД), величина модуля сдвига больше, чем в исход- ном состоянии, из-за выпадения -Ti фазы из -твёрдого раство- ра, а после обработки по режиму № 2 (путём экструзии и волоче- ния) — меньше, чем в исходном состоянии, что обусловлено уве- личением концентрации деформационных дефектов в сплаве. II. Установлено, что предел прочности (В) сплава НТ-50 суще- ственно увеличился по сравнению с исходным состоянием (режим № 1) после 2-го режима на 84% и на 184% после 4-го и 5-го ре- жимов МТО, то есть после тех режимов МТО, в которых присут- ствуют деформации волочением при 20C до е  4,0 и экструзией при 400C до е  2,2. В случае деформации сплава НТ-50 только в условиях квазивсестороннего сжатия путём РНД при 400C до е   16 (режим № 3) предел прочности (В) сплава увеличился на 33%, а предел текучести 0,2 уменьшился на 24% по сравнению с исходным состоянием (режим № 1). III. Методом измерения затухания крутильных колебаний прове- дён сравнительный анализ уровня внутренних напряжений и степени развития релаксационных процессов, обусловленных диффузией точечных дефектов в поле напряжений в области 100–250C после всех режимов МТО. Обнаружено, что после РНД при 400C до е  16 (режим № 3) уровень внутренних напряже- ний в сплаве меньше на 45%, чем в исходном состоянии (режим № 1). Максимальный уровень внутренних напряжений на 72% больше, чем для исходного состояния, наблюдается после дефор- мации экструзией при 400C и последующего волочения при 20C 368 Л. А. ЧИРКИНА, М. Б. ЛАЗАРЕВА, В. И. СОКОЛЕНКО и др. до суммарной степени е  6,2 (режим № 2). IV. При измерении 77/300(Тотж) обнаружен рост электросопро- тивления сплава после 2-го и 5-го режимов МТО на 6,8% и 4,4%, соответственно, а после 3-го режима МТО — снижение электро- сопротивления на 9,7% по сравнению с исходным состоянием (режим № 1). V. Снижение предела текучести на 24%, уровня внутренних напряжений на 45% и относительного удельного электросопро- тивления на 9,7% после деформации путём РНД при 400C (ре- жим № 3) по сравнению с исходным состоянием сплава НТ-50 (режим № 1) свидетельствует о том, что при деформации путём РНД, протекающей в условиях квазивсестороннего сжатия, про- исходит снижение концентрации деформационных дефектов и, следовательно, уровня внутренних напряжений в деформирован- ном материале. VI. Эффект релаксации внутренних напряжений существенно увеличивается при повышении температуры РНД от 20C до 400С. В то же время из проведённых экспериментов следует, что осуществление РНД при 400С или 20С до е  16 перед деформа- циями экструзией при 400С и волочением при 20С до суммар- ной истинной деформации е  6,2 (режимы №№ 4 и 5) приводит к росту прочности сплава НТ-50 в 1,6 раза по сравнению с режи- мом № 2, когда деформация осуществляется только экструзией и волочением и в 3 раза по сравнению с прочностью сплава в ис- ходном состоянии. VII. Из проведённых экспериментов следует, что деформация сплава НТ-50 в условиях квазивсестороннего сжатия путём РНД при 400C до е  16 является более мощным релаксатором напряжений, чем отжиг сплава на протяжении трёх часов при температуре 800C. Это свойство РНД при последующем сочета- нии деформаций РНД при 400C до е  16, экструзией при 400C до е  2,2 и волочением при 20C до е  4,0 приводит к повыше- нию прочности сплава НТ-50 в 3 раза по сравнению с исходным состоянием (режим № 1) и в 1,45 раза по сравнению со 2-м ре- жимом МТО, при котором деформация осуществлялась только экструзией при 400C до е  2,2 и последующем волочении при 20C до е  4,0. БЛАГОДАРНОСТИ Авторы выражают искреннюю благодарность доктору физ.-мат. наук, профессору И. М. Михайловскому за ценные замечания и полезные обсуждения полученных результатов. Также авторы выражают благодарность Г. Е. Сторожилову, Н. Ф. Андриевской и Т. Ю. Рудычевой за предоставление образцов для исследований СТРУКТУРА И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА Nb–Ti 369 и проведение электронно-микроскопических исследований. ЦИТИРОВАННАЯ ЛИТЕРАТУРА 1. Р. З. Валиев, И. В. Александров, Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией (Москва: Логос: 2000). 2 И. М. Неклюдов, О. И. Волчок, В. В. Калиновский, В. С. Оковит, В. И. Соколенко, П. А. Хаймович, Н. А. Черняк, Л. А. Чиркина, Вопросы атомной науки и техники. Серия: Вакуум, чистые материалы, сверхпроводники, 17, № 3: 108 (2008). 3. О. В.Черный, Я. Д. Стародубов, О. И. Волчок, Г. Е. Сторожилов, Способ изготовления ниобий-титанового сверхпроводника: патент Украины, № 42487А от 15.10.2001. 4. В. М. Ажажа, Д. Г. Малыхин, Г. Е. Сторожилов, О. В.Черный, Вопросы атомной науки и техники. Серия: Вакуум, чистые материалы, сверхпроводники, 16, № 4: 58 (2007). 5. О. В. Черный, Вопросы атомной науки и техники. Серия: Вакуум, чистые материалы, сверхпроводники, 16, № 4: 58 (2007). 6. B. Verlinder, J. Driver, I. Samajdar, and R. Dohert, Thermo-Mechanical Processing of Metallic Materials (Ed. R. W. Cahn) (Elsevier: Amsterdam: 2007). 7. Н. Ф. Андриевская, В. С. Оковит, Т. Ю. Рудычева, М. П. Старолат, Г. Е. Сторожилов, М. А. Тихоновский, П. А. Хаймович, И. Н. Шаповал, Физика и техника высоких давлений, 19, № 2: 136 (2009). 8. В. И. Зайцев, Физика гидростатически сжатых кристаллов (Киев: Наукова думка: 1983). 9. Е. Д. Мартынов, В. И. Трефилов, С. А. Фирстов, Б. И. Береснев, Ю. Н. Рябинин, Доклады АН СССР, 176, № 6: 1276 (1967). 10. А. А. Галкин, В. И. Трефилов, В. П. Буряк, В. А. Минаков, Е. В. Турцевич, А. И. Байков, Г. А. Корнеева, С. А. Фирстов, Металлофизика, 68: 55 (1977). 11. В. В. Калиновский, М. Б. Лазарева, Д. Г. Малыхин, А. В. Мац, В. С. Оковит, В. И. Соколенко, Л. А. Чиркина, Успехи физики металлов, 16, № 1: 61 (2015); https://doi.org/10.15407/ufm.16.01.061. 12. М. А. Штремель, Прочность сплавов. Часть 1. Дефекты решетки (Москва: МИСиС: 1999). 13. Физическое металловедение. Вып. 3. Дефекты кристаллического строения. Механические свойства металлов и сплавов (Ред. Р. Кан) (Москва: Мир: 1968). 14. И. А. Гиндин, С. Ф. Кравченко, Я. Д. Стародубов, Г. Г. Чечельницкий, Приборы и техника эксперимента, № 2: 240 (1967). 15. И. А. Гиндин, В. И. Коваленко, В. С. Оковит, Я. Д. Стародубов, Л. А. Чиркина, Заводская лаборатория, № 11: 1397 (1970). 16. В. С. Постников, Внутреннее трение в металлах (Москва: Металлургия: 1974). 17. A. Desalvo and F. Zignani, J. Nuclear Materials, 20: 108 (1966). 18. Г. Е. Сторожилов, И. Н. Шаповал, О. В. Черный, Н. Ф. Андриевская, Вопросы атомной науки и техники. Серия: Вакуум, чистые материалы, https://doi.org/10.15407/ufm.16.01.061 370 Л. А. ЧИРКИНА, М. Б. ЛАЗАРЕВА, В. И. СОКОЛЕНКО и др. сверхпроводники, 15, № 1: 67 (2006). 19. Л. А. Чиркина, М. Б. Лазарева, Г. Е. Сторожилов, В. С. Оковит, Н. Ф. Андриевская, В. И. Соколенко, В. В. Калиновский, Т. Ю. Рудычева, Вопросы атомной науки и техники. Серия: Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение, 99, № 5: 134 (2015). 20. Ж. Фридель, Дислокации (Москва: Мир: 1967). 21. Г. Алерс, Д. Томпсон, Ультразвуковые методы исследования дислокаций (Москва: Изд-во иностранной литературы: 1963) (пер. с англ. и немец.). 22. C. C. Koch and D. S. Easton, Cryogenics, 17, No. 7: 391 (1977). 23. L. A. Сhirkina, O. I. Volchok, M. B. Lazareva, V. S. Okovit, and G. E. Storozhilov, Functional Materials, 20, No. 4: 489 (2013). 24. Металловедение и технология сверхпроводящих материалов (Ред. С. Фонер, Б. Шварц) (Москва: Металлургия: 1987). 25. О. В. Черный, Вопросы атомной науки и техники. Серия: Вакуум, чистые материалы, сверхпроводники, 9, № 1: 10 (1999). 26. О. В. Черный, Г. Е. Сторожилов, Т. Ю. Рудычева, Н. Ф. Андриевская, В. О. Ильичева, В. И. Соколенко, Л. А. Чиркина, В. С. Оковит, М. Б. Лазарева, О. И. Волчок, П. А. Хаймович, Международная конференция «Физика конденсированного состояния вещества при низких температурах» (20–22 июня 2006 г., Харьков, Украина). 27. Г. Е. Сторожилов, Н. Ф. Андриевская, М. А. Тихоновский, М. П. Старолат, И. Н. Шаповал, В. А. Белошенко, Н. И. Матросов, В. В. Чишко, Физика и техника высоких давлений, 21, № 1:102 (2011). 28. В. К. Аксенов, О. И. Волчок, В. М. Горбатенко, В. А. Емлянинов, М. Б. Лазарева, А. В. Мац, В. С. Оковит, Я. Д. Стародубов, О. В. Черный, Л. А. Чиркина, Физика низких температур, 20, № 6: 595 (1994). 29. А. В. Бабун, А. А. Васильев, К. В. Ковтун, М. П. Старолат, С. П. Стеценко, О. В. Трембач, С. В. Ховрич, Физика и техника высоких давлений, 20, № 2: 133 (2010). 30. А. В. Бабун, А. А. Васильев, М. П. Старолат, С. П. Стеценко, О. В. Трембач, С. В. Ховрич, К. В. Ковтун, Вопросы атомной науки и техники. Серия: Вакуум, чистые металлы, сверхпроводники, 89, № 1: 10 (2014). 31. Я. Д. Фридман, Механические свойства металлов (Москва: Оборониздат: 1952). 32. А. Новик, Б. Берри, Релаксационные явления (Москва: Атомиздат: 1975) (пер. с англ.). 33. Ван Бюрен, Дефекты в кристаллах (Ред. А. Н. Орлов, В. Р. Регель) (Москва: Изд-во иностранной литературы: 1962) (пер. с англ.). 34. В. М. Аржавитин, Письма в ЖТФ, 30, № 12: 35 (2004). 35. А. М. Косевич, Дислокации в теории упругости (Киев: Наукова думка: 1978). 36. И. Ф. Борисова, В. И. Соколенко, Я. Д. Стародубов, Физика низких температур, 18, № 8: 844 (1992). 37. А. А. Галкин, В. В. Токий, В. И. Зайцев, Доклады АН СССР, 204, № 2 (1972). REFERENCES 1. R. Z. Valiev and I. V. Aleksandrov, Nanostrukturnye Materialy, Poluchennye Intensivnoy Plasticheskoy Deformatsiey [Nanostructured Materials Obtained СТРУКТУРА И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА Nb–Ti 371 by the Severe Plastic Deformations] (Moscow: Logos: 2000) (in Russian). 2. I. M. Neklyudov, O. I. Volchok, V. V. Kalinovsky, V. S. Okovit, V. I. Sokolenko, P. A. Khaimovich, N. A. Cherniak, and L. A. Chirkina, Voprosy Atomnoy Nauki i Tekhniki. Seriya: Vakuum, Chistye Materialy, Sverkhprovodniki, 17, No. 3: 108 (2008) (in Russian). 3. O. V. Chernyy, Ya. D. Starodubov, O. I. Volchok, and G. E. Storozhilov, Sposob Izgotovleniya Niobiy-Titanovogo Sverkhprovodnika: Patent of Ukraine 42487A, October 15 (2001) (in Russian). 4. V. M. Azhazha, D. G. Malykhin, G. E. Storozhilov, and O. V. Chernyy, Voprosy Atomnoy Nauki i Tekhniki. Seriya: Vakuum, Chistye Materialy, Sverkhprovodniki, 16, No. 4: 58 (2007) (in Russian). 5. O. V. Chernyi, Voprosy Atomnoy Nauki i Tekhniki. Seriya: Vakuum, Chistye Materialy, Sverkhprovodniki, 16, No. 4: 58 (2007) (in Russian). 6. B. Verlinder, J. Driver, I. Samajdar, and R. Dohert, Thermo-Mechanical Processing of Metallic Materials (Ed. R. W. Cahn) (Elsevier: Amsterdam: 2007). 7. N. F. Andrievskaya, V. S. Okovit, T. Yu. Rudycheva, M. P. Starolat, G. E. Storozhilov, M. A. Tikhonovskiy, P. A. Khaimovich, and I. N. Shapoval, Fizika i Tekhnika Vysokikh Davleniy, 19, No. 2, 136: (2009) (in Russian). 8. V. I. Zaitsev, Fizika Gidrostaticheski Szhatykh Kristallov [Physics of Hydrostatically Compressed Crystal] (Kiev: Naukova Dumka: 1983) (in Russian). 9. E. D. Martynov, V. I. Trefilov, S. A. Firstov, B. I. Beresnev, and Yu. N. Riabinin, Doklady AN SSSR, 176, No.6: 1276 (1967) (in Russian). 10. A. A. Galkin, V. I. Trefilov, V. P. Buriak, V. A. Minakov, E. V. Turtsevich, A. I. Baikov, G. A. Korneeva, and S. A. Firstov, Metallofizika, 68: 55 (1977) (in Russian). 11. V. V. Kalinovsky, M. B. Lazareva, D. G. Malykhin, A. V. Mats, V. S. Okovit, V. I. Sokolenko, and L. A. Chirkina, Uspehi Fiziki Metallov, 16, No. 1: 61 (2015) (in Russian); DOI: https://doi.org/10.15407/ufm.16.01.061. 12. M. A. Shtremel, Prochnost’ Splavov. Chast 1. Defekty Reshetki [Strength of Alloys. Part 1. Lattice Defects] (Moscow: MISiS: 1999) (in Russian). 13. Fizicheskoe Metallovedenie. Iss. 3. Defekty Kristallicheskogo Stroeniya. Mekhanicheskie Svoistva Metallov i Splavov [Physical Metal Science. Iss. 3. Defects of Crystal Structure. Mechanical Properties of Metals and Alloys] (Ed. R. Cahn) (Moscow: Mir: 1968) (Russian translation). 14. I. A. Gindin, S. F. Kravchenko, Ya. D. Starodubov, and G. G. Chechelnitskiy, Pribory i Tekhnika Ehksperimenta, 2: 240 (1967) (in Russian). 15. I. A. Gindin, V. I. Kovalenko, V. S. Okovit, Ya. D. Starodubov, and L. A. Chirkina, Zavodskaya Laboratoriya, No. 11: 1397 (1970) (in Russian). 16. V. S. Postnikov, Vnutrennee Trenie v Metallakh [Internal Friction in Metals] (Moscow: Metallurgiya: 1974) (in Russian). 17. A. Desalvo and F. Zignani, J. Nuclear Materials, 20: 108 (1966). 18. G. E. Storozhilov, I. N. Shapoval, O. V. Chernyy, and N. F. Andrievskaya, Voprosy Atomnoy Nauki i Tekhniki. Seriya: Vakuum, Chistye Materialy, Sverkhprovodniki, 15, No. 1: 67 (2006) (in Russian). 19. L. A. Chirkina, M. B. Lazareva, G. E. Storozhilov, V. S. Okovit, N. F. Andrievskaya, V. I. Sokolenko, V. V. Kalinovsky, and T. Yu. Rudycheva, Voprosy Atomnoy Nauki i Tekhniki. Seriya: Fizika Radiatsionnykh https://doi.org/10.15407/ufm.16.01.061 372 Л. А. ЧИРКИНА, М. Б. ЛАЗАРЕВА, В. И. СОКОЛЕНКО и др. Povrezhdeniy i Radiatsionnoe Materialovedenie, 99, No. 5: 134 (2015) (in Russian). 20. J. H. Friedel, Dislokatsii [Dislocations] (Moscow: Mir: 1967) (Russian translation). 21. G. A. Alers and D. O. Thompson, Ultrasonic Measurements for Process Control: Theory, Techniques, Applications (Ed. L. C. Lynnworth) (San Diego: Academic Press Inc.: 1989). 22. C. C. Koch and D. S. Easton, Cryogenics, 17, No. 7: 391 (1977). 23. L. A. Chirkina, O. I. Volchok, M. B. Lazareva, V. S. Okovit, and G. E. Storozhilov, Functional Materials, 20, No. 4: 489 (2013). 24. Metallovedenie i Tekhnologiya Sverkhprovodyashchikh Materialov [Metal Science and Technology of Superconducting Materials] (Eds. S. Foner and B. Schwartz) (Moscow: Metallurgiya: 1987) (Russian translation). 25. O. V. Chernyy, Voprosy Atomnoy Nauki i Tekhniki. Seriya: Vakuum, Chistye Materialy, Sverkhprovodniki, 9, No. 1: 10 (1999) (in Russian). 26. O. V. Chernyy, G. E. Storozhilov, T. Yu. Rudycheva, N. F. Andrievskaya, V. O. Ilicheva, V. I. Sokolenko, L. A. Chirkina, V. S. Okovit, M. B. Lazareva, O. I. Volchok, and P. A. Khaimovich, Int. Conference ‘Condenced Matter Physics at Low Temperatutres’ (June 20–22, 2006, Kharkiv, Ukraine). 27. G. E. Storozhilov, N. F. Andrievskaya, M. A. Tikhonovskiy, M. P. Starolat, I. N. Shapoval, V. A. Beloshenko, N. I. Matrosov, and V. V. Chishko, Fizika i Tekhnika Vysokikh Davleniy, 21, No. 1: 102 (2011) (in Russian). 28. V. K. Aksenov, O. I. Volchok, V. M. Gorbatenko, V. A. Emlyaninov, M. B. Lazareva, A. V. Mats, V. S. Okovit, Ya. D. Starodubov, O. V. Chernyy, and L. A. Chirkina, Fizika Nizkikh Temperatur, 20, No. 6: 595 (1994) (in Russian). 29. A. V. Babun, A. A. Vasilyev, K. V. Kovtun, M. P. Starolat, S. P. Stetsenko, O. V. Trembach, and S. V. Khovrich, Fizika i Tekhnika Vysokikh Davleniy, 20, No. 2: 133 (2010) (in Russian). 30. A. V. Babun, A. A. Vasilyev, M. P. Starolat, S. P. Stetsenko, O. V. Trembach, S. V. Khovrich, and K. V. Kovtun, Voprosy Atomnoy Nauki i Tekhniki. Seriya: Vakuum, Chistye Materialy, Sverkhprovodniki, 89, No. 1: 10 (2014). 31. Ya. D. Fridman, Mekhanicheskie Svoistva Metallov [Mechanical Properties of Metals] (Moscow: Oboronizdat: 1952) (in Russian). 32. A. Nowick and B. Berry, Relaksatsionnye Yavleniya [Relaxation Phenomena] (Moscow: Atomizdat: 1975) (Russian translation). 33. H. G. Van Bueren, Defekty v Kristallakh [Imperfections in Crystals] (Moscow: Izd-vo Inostrannoy Literatury: 1962) (Russian translation). 34. V. M. Arzhavitin, Pis’ma v ZhTF, 30, No. 12: 35 (2004) (in Russian. 35. A. M. Kosevich, Dislokatsii v Teorii Uprugosti [Dislocations in Elasticity Theory] (Kiev: Naukova Dumka: 1978) (in Russian). 36. I. F. Borisova, V. I. Sokolenko, and Ya. D. Starodubov, Fizika Nizkikh Temperatur, 18, No. 8: 844 (1992). 37. A. A. Galkin, V. V. Tokiy, and V. I. Zaitsev, Doklady AN SSSR, 204, No. 2 (1972) (in Russian). NSC ‘Kharkiv Institute of Physics and Technology’, Institute of Solid State Physics, Materials Science and Technologies, 1 Akademichna Str., UA-61108 Kharkiv, Ukraine СТРУКТУРА И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА Nb–Ti 373 1 TABLE 1. The characteristics of MTT regimes and size substructure of Nb–Ti alloy. 2 Fig. 1. An electron microscopic substructure of HT-50 alloy after different MTT regimes, where а, б, в, and г—regimes nos. 2, 3, 4, and 5 in Table 1 [19]. 3 Fig. 2. Temperature dependences of the shear modulus of the NT-50 alloy in the initial state (regime no. 1, curve 1) and deformed according to the regimes nos. 2–5 (curves 2–5). 4 TABLE 2. The shear modulus and Ti content in β-phase after different regimes MTТ. 5 Fig. 3. The dependence of shear modulus on Nb and Ti contents in Nb–Ti alloys [22]. 6 Fig. 4. Changes of the strength (В, curve 1; 0,2, curve 2), plasticity (, curve 3) and amount of -Ti phase (curve 4) after different MTT regimes for НТ-50 alloy. 7 Fig. 5. The dependences of the shear modulus G (curve 1), ultimate strength (curve 2) and yield point 0,2 (curve 3) and the amount of α-Ti phase, precipitated of -solid solution of NT- 50 alloy during different MTT regimes. 8 Fig. 6. Temperature dependence of damping decrement for HT-50 alloy, strained according to the regimes no. 1 (curve 1), no. 2 (curve 2), no. 3 (curve 3), no. 4 (curve 4), and no. 5 (curve 5). The curves 2, 3, 4, and 5 are background levels for the curves 2, 3, 4, and 5, respectively. 9 TABLE 3. Characteristics of internal friction (ВТ) and resistivity level after different MTT regimes. 10 Fig. 7. Temperature dependences of the relative resistivity (a) and the background level of the internal friction (б) for NT-50 alloy in the initial state (1) and after deformation accord- ing to the regimes nos. 2, 3, and 5 (curves 2, 3, and 5). 11 TABLE 4. The temperature regions and energy of activations of the processes of structural- phase changes in HT-50 alloy after the 2nd, 3rd, and 5th MTT regimes.
id	nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-125751
institution	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
issn	1608-1021
language	Russian
last_indexed	2025-12-07T18:29:35Z
publishDate	2016
publisher	Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України
record_format	dspace
spelling	Чиркина, Л.А. Лазарева, М.Б. Соколенко, В.И. Оковит, В.С. Калиновский, В.В. 2017-11-02T21:13:17Z 2017-11-02T21:13:17Z 2016 Структура и физико-механические свойства сплава Nb–Ti после разных видов механико-термических воздействий / Л.А. Чиркина, М.Б. Лазарева, В.И. Соколенко, В.С. Оковит, В.В. Калиновский // Успехи физики металлов. — 2016. — Т. 17, № 4. — С. 343-373. — Бібліогр.: 37 назв. — рос. 1608-1021 PACS: 06.60.Vz, 62.20.F-, 62.20.Qp, 62.40+i, 62.50.-p, 81.40.Ef, 81.40.Lm DOI: https://doi.org/10.15407/ufm.17.04.343 https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/125751 В работе представлены экспериментальные результаты влияния пяти режимов механико-термических обработок (МТО), включающих разные виды деформации (экструзию, волочение, осадку, выдавливание, деформацию в условиях квазивсестороннего сжатия и их сочетание) на физико-механические и структурные характеристики сплава НТ-50. Измерены зависимости модуля сдвига в области 20–400°C, прочностные характеристики при 20°C, температурные зависимости внутреннего трения и относительного удельного электросопротивления в области 20–450°C после всех режимов МТО. Показано, что модуль сдвига и прочностные характеристики сплава НТ-50 имеют качественно разные зависимости от степени деформации, а следовательно от концентрации деформационных дефектов и количества α-Ti фазы, выпавшей из β-твёрдого раствора. По результатам измерений температурных зависимостей внутреннего трения и относительного удельного электросопротивления определены уровни внутренних напряжений в сплаве НТ-50 после разных режимов МТО. Выявлено, что в процессе разнонаправленной деформации (РНД) при 20 и 400°C происходят релаксационные процессы, приводящие к снижению уровней внутренних напряжений в сплаве. Обсуждаются механизмы влияния разных режимов МТО на физико-механические свойства сплава НТ-50. У роботі представлено експериментальні результати впливу п’яти режимів механіко-термічних оброблянь (МТО), що включають різні види деформації (екструзію, волочіння, осад, видавлювання, деформацію в умовах всебічного стиснення та їх поєднання) на фізико-механічні та структурні характеристики стопу НТ-50. Виміряні залежності модуля зсуву в області 20–400°C і міцности при 20°C після всіх режимів МТО. Показано, що модуль зсуву і характеристики міцности стопу НТ-50 мають якісно різні залежності від ступеня деформації, а значить від концентрації деформаційних дефектів та кількости α-Ti фази, що випала з β-твердого розчину. За результатами вимірювань температурних залежностей внутрішнього тертя та відносного питомого електроопору визначено рівні внутрішньої напруги в стопі НТ-50 після різних режимів МТО. Виявлено, що в процесі різноспрямованих деформацій (РСД) при 20 і 400°C відбуваються релаксаційні процеси, що призводять до зниження рівнів внутрішніх напружень у стопі. Обговорюються механізми впливу різних режимів МТО на фізико-механічні властивості стопу НТ-50. The work presents experimental results on influence of five regimes of mechanical-thermal treatments (MTT), including different types of deformation (extrusion, drawing, draft, extrusion, deformation under quasi-comprehensive compression and their combination) on physical and mechanical as well as structural characteristics of NT-50 alloy. The dependences of the shear modulus at 20–400°C, strength characteristics at 20°C, temperature dependences of internal friction and relative resistivity within the 20–450°C after all MTT regimes are measured. It is shown that shear modulus and strength characteristics of HT-50 alloy have qualitatively different dependences on deformation degree, and hence on concentration of strain defects and quantity of α-Ti phase precipitated of β-solid solution. According to the results of measurements of temperature dependences of internal friction and relative resistivity, the levels of internal stresses in HT-50 alloy after different MTT regimes are determined. It is revealed that during the process of deformations along different directions (DDD) at 20 and 400°C, relaxation processes resulting to reduction in the internal stress levels in the alloy are occurring. The mechanisms of influence of different MTT regimes on physical and mechanical properties of NT-50 alloy are discussed. Авторы выражают искреннюю благодарность доктору физ.-мат. наук, профессору И. М. Михайловскому за ценные замечания и полезные обсуждения полученных результатов. Также авторы выражают благодарность Г. Е. Сторожилову, Н. Ф. Андриевской и Т. Ю. Рудычевой за предоставление образцов для исследований и проведение электронно-микроскопических исследований. ru Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України Успехи физики металлов Структура и физико-механические свойства сплава Nb–Ti после разных видов механико-термических воздействий Структура та фізико-механічні властивості стопу Nb–Ti після різних видів механіко-термічних впливів Structure and Physical-Mechanical Properties of a Nb–Ti Alloy after Different Kinds of Mechanical-Thermal Impacts Article published earlier
spellingShingle	Структура и физико-механические свойства сплава Nb–Ti после разных видов механико-термических воздействий Чиркина, Л.А. Лазарева, М.Б. Соколенко, В.И. Оковит, В.С. Калиновский, В.В.
title	Структура и физико-механические свойства сплава Nb–Ti после разных видов механико-термических воздействий
title_alt	Структура та фізико-механічні властивості стопу Nb–Ti після різних видів механіко-термічних впливів Structure and Physical-Mechanical Properties of a Nb–Ti Alloy after Different Kinds of Mechanical-Thermal Impacts
title_full	Структура и физико-механические свойства сплава Nb–Ti после разных видов механико-термических воздействий
title_fullStr	Структура и физико-механические свойства сплава Nb–Ti после разных видов механико-термических воздействий
title_full_unstemmed	Структура и физико-механические свойства сплава Nb–Ti после разных видов механико-термических воздействий
title_short	Структура и физико-механические свойства сплава Nb–Ti после разных видов механико-термических воздействий
title_sort	структура и физико-механические свойства сплава nb–ti после разных видов механико-термических воздействий
url	https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/125751
work_keys_str_mv	AT čirkinala strukturaifizikomehaničeskiesvoistvasplavanbtiposleraznyhvidovmehanikotermičeskihvozdeistvii AT lazarevamb strukturaifizikomehaničeskiesvoistvasplavanbtiposleraznyhvidovmehanikotermičeskihvozdeistvii AT sokolenkovi strukturaifizikomehaničeskiesvoistvasplavanbtiposleraznyhvidovmehanikotermičeskihvozdeistvii AT okovitvs strukturaifizikomehaničeskiesvoistvasplavanbtiposleraznyhvidovmehanikotermičeskihvozdeistvii AT kalinovskiivv strukturaifizikomehaničeskiesvoistvasplavanbtiposleraznyhvidovmehanikotermičeskihvozdeistvii AT čirkinala strukturatafízikomehaníčnívlastivostístopunbtipíslâríznihvidívmehaníkotermíčnihvplivív AT lazarevamb strukturatafízikomehaníčnívlastivostístopunbtipíslâríznihvidívmehaníkotermíčnihvplivív AT sokolenkovi strukturatafízikomehaníčnívlastivostístopunbtipíslâríznihvidívmehaníkotermíčnihvplivív AT okovitvs strukturatafízikomehaníčnívlastivostístopunbtipíslâríznihvidívmehaníkotermíčnihvplivív AT kalinovskiivv strukturatafízikomehaníčnívlastivostístopunbtipíslâríznihvidívmehaníkotermíčnihvplivív AT čirkinala structureandphysicalmechanicalpropertiesofanbtialloyafterdifferentkindsofmechanicalthermalimpacts AT lazarevamb structureandphysicalmechanicalpropertiesofanbtialloyafterdifferentkindsofmechanicalthermalimpacts AT sokolenkovi structureandphysicalmechanicalpropertiesofanbtialloyafterdifferentkindsofmechanicalthermalimpacts AT okovitvs structureandphysicalmechanicalpropertiesofanbtialloyafterdifferentkindsofmechanicalthermalimpacts AT kalinovskiivv structureandphysicalmechanicalpropertiesofanbtialloyafterdifferentkindsofmechanicalthermalimpacts

Структура и физико-механические свойства сплава Nb–Ti после разных видов механико-термических воздействий

Репозитарії

Схожі ресурси