Функционально-механические свойства никелида титана при высокоскоростном растяжении Моторин Александр Сергеевич

Содержание к диссертации

Введение

Глава 1. Аналитический обзор 16

Глава 2. Механические свойства никелида титана при высокоскоростном и квазистатическом растяжении 60

Глава 3. Компьютерное моделирование механического поведения никелида титана при высокоскоростном и квазистатическом растяжении 75

Глава 4. Функциональные свойства никелида титана после высокоскоростного и квазистатического растяжения 89

Глава 5. Эффект реверсивной обратимой памяти формы .106

Заключение .121

Литература .1

• Аналитический обзор
• Механические свойства никелида титана при высокоскоростном и квазистатическом растяжении
• Компьютерное моделирование механического поведения никелида титана при высокоскоростном и квазистатическом растяжении
• Эффект реверсивной обратимой памяти формы

Введение к работе

Актуальность темы

Изменения свойств различных материалов под воздействием высокоскоростного нагружения давно привлекают интерес ученых и инженеров, что связано с большой практической значимостью таких исследований для гражданской и специальной техники. Этот интерес не обошел стороной и сплавы с эффектом памяти формы (ЭПФ), особенно на основе композиции TiNi. Сплавы на основе TiNi обладают уникальными свойствами – высокими коррозионной стойкостью и прочностью, хорошими показателями восстановления деформации, значительными реактивными напряжениями, хорошей биосовместимостью, высокой демпфирующей способностью, ввиду чего к настоящему времени уже успешно применяются во многих областях техники и медицины. Актуальность данной работы обусловлена еще и тем, что во многих областях современной техники и медицины стремятся уменьшить размеры рабочих элементов и снизить время отклика устройств, используемых в быстропротекающих процессах. Кроме того, сплавы с ЭПФ могут подвергаться высокоскоростному нагружению в процессе технологических операций, например, при создании биметаллических материалов с памятью формы.

В проведенных ранее известных работах авторы при высокоскоростном нагружении, в основном, исследовали механические свойства сплавов TiNi [1, 2]. К исследованию механических свойств можно отнести и работы, посвященные сверхупругому поведению никелида титана [3, 4], хотя, конечно, это свойство можно отнести и к функциональным свойствам, связанным с мартенситными превращениями. Исследование механических свойств наиболее полно проводилось при деформировании сплавов сжатием [1, 2, 5]. В режиме растяжения исследования влияния скорости деформирования и температуры испытания на механическое поведение сплава TiNi частично проводились в работах [6, 7] и не носили систематический характер.

Исследования функциональных свойств никелида титана – эффекта однократной памяти формы и эффекта обратимой памяти формы (ОПФ) после высокоскоростного деформирования носили несистематический характер и, в основном, проводились в режиме сжатия. Систематические исследования однократной и обратимой памяти формы были начаты в работе [8], в которой изучение ЭПФ и ОПФ проводили только после высокоскоростного предварительного сжатия при комнатной температуре. Было показано, что существуют области предварительных высокоскоростных деформаций, которые приводили к повышению эффектов памяти формы по сравнению с квазистатическим нагружением. Систематические работы по исследованию

функциональных свойств сплавов с ЭПФ после высокоскоростного нагружения в режиме растяжения отсутствовали.

Все вышесказанное говорит об актуальности исследования механических свойств никелида титана при высокоскоростном растяжении и его функциональных свойств, инициированных этим нагружением, что в дальнейшем может дать дополнительные возможности при применении этих сплавов.

Целью работы являлось исследование механических и функциональных свойств никелида титана эквиатомного состава при высокоскоростном и квазистатическом растяжении в температурном интервале, охватывающем диапазон мартенситного превращения, изучение зависимости этих свойств от температуры, при которой осуществляли нагружение, и компьютерное моделирование механического поведения сплава в указанном интервале температур.

Для достижения указанной цели были поставлены следующие задачи:

1. Провести высокоскоростное и квазистатическое растяжение образцов из эквиатомного сплава TiNi при различных температурах в интервале 20-300^оC, охватывающем диапазон температур мартенситного превращения.

2. Осуществить сравнительный анализ механических свойств эквиатомного сплава TiNi при высокоскоростном и квазистатическом растяжении.

3. Выполнить компьютерное моделирование механического поведения эквиатомного сплава TiNi при квазистатическом и высокоскоростном растяжении в интервале температур 20-300^оC с использованием микроструктурного подхода.

4. Исследовать особенности проявления эффектов однократной и обратимой памяти формы в эквиатомном сплаве TiNi после высокоскоростного и квазистатического растяжения.

5. Изучить влияние температуры, при которой осуществляли деформирование, на механические и функциональные свойства эквиатомного сплава TiNi.

Научная новизна

В результате проведенного исследования установлено, что фазовый и дислокационный пределы текучести сплава TiNi эквиатомного состава при квазистатическом и высокоскоростном растяжении ведут себя различным образом. Обнаружено, что при высокоскоростном растяжении значения фазового предела текучести всегда выше, чем при квазистатическом. Показано, что компьютерное моделирование механического поведения эквиатомного никелида титана в широком интервале температур, проведенное с использованием микроструктурного подхода, дает достаточно хорошее совпадение с экспериментальными данными, как в квазистатическом случае, так и при высокоскоростном нагружении.

Установлено, что эффект памяти формы после высокоскоростного деформирования растяжением при различных температурах до остаточных деформаций 10-25% всегда меньше, чем после квазистатического нагружения. Эффект памяти формы и обратимая память формы мартенситного типа, инициированные высокоскоростным нагружением, уменьшаются с повышением температуры испытаний быстрее, чем инициированные квазистатическим нагружением. Обратимая память формы мартенситного типа с повышением температуры предварительного нагружения переходит в обратимую память формы аустенитного типа. Обнаружен температурный интервал, где оба типа обратимой памяти формы сосуществуют и приводят к появлению реверсивной ОПФ. Таким образом, был найден простой способ формирования реверсивной обратимой памяти формы, заключающийся в деформировании никелида титана при определенных температурах в аустенитном состоянии.

Установлено, что деформирование сплава TiNi, содержащего в своем составе аустенит, приводит к повышению его функциональных свойств – однократной и обратимой памяти формы.

Практическая значимость

Практическая значимость результатов исследования заключается в том, что на основе полученных данных разработчикам испытывающих динамические нагрузки устройств на основе никелида титана могут быть сформулированы практические рекомендации по выбору деформационно-силовых и температурных режимов функционирования рабочих элементов этих устройств, обеспечивающих наиболее эффективное использование термомеханических и функциональных свойств эквиатомного сплава TiNi и оптимизацию рабочих характеристик устройства.

Степень достоверности полученных результатов обеспечена использованием современных методов экспериментальных исследований, скрупулезной обработкой экспериментальных данных, соответствием полученных закономерностей их теоретической интерпретации и воспроизводимостью результатов. Все данные и выводы по работе находятся в согласии с современными представлениями о природе и закономерностях процессов неупругой деформации материалов с мартенситными превращениями и эффектами памяти формы.

Основные положения и результаты, выносимые на защиту

6. Закономерности изменения фазового и дислокационного пределов текучести эквиатомного сплава TiNi от температуры квазистатического и высокоскоростного растяжения.

7. Результаты компьютерного моделирования механического поведения эквиатомного сплава TiNi при квазистатическом и высокоскоростном растяжении

в широком интервале температур, охватывающем диапазон мартенситного превращения.

3. Закономерности изменения эффектов однократной и обратимой памяти формы от температуры квазистатического и высокоскоростного растяжения эквиатомного сплава TiNi в интервале 20-300^oC.

4. Установленный факт, что после квазистатического деформирования сплава TiNi в предмартенситном аустенитном состоянии достигаются лучшие функциональные свойства (величины однократной памяти формы до 12,3% и обратимой памяти формы до 4,3%) по сравнению со свойствами, полученными после деформирования в мартенситном состоянии.

5. Новый простой способ формирования реверсивной обратимой памяти формы, который заключается в деформировании эквиатомного никелида титана в аустенитном состоянии в интервале температур 100-140^oC.

Апробация диссертации

Результаты данной работы были представлены на следующих всероссийских и международных конференциях: XVIII Петербургские чтения по проблемам прочности и роста кристаллов (Санкт-Петербург, 21-24 октября 2008 г.), VI Международная научная конференция «Прочность и разрушение материалов и конструкций» (Оренбург, 20-22 октября 2010 г.), X Всероссийский съезд по фундаментальным проблемам теоретической и прикладной механики (Нижний Новгород, 24-30 августа 2011 г.), International Conference on Martensitic Transformations (ICOMAT-2011) (Осака, Япония, 4-9 сентября 2011 г.), Научно-технический семинар «Бернштейновские чтения по термомеханической обработке металлических материалов» (Москва, 26-28 октября 2011 г.), 5^th European Conference on Structural Control (EACS 2012) (Генуя, Италия, 18-20 июня 2012 г.), 8^th European Solid Mechanics Conference (Грац, Австрия, 9-13 июля 2012 г.), 9^th European Symposium on Martensitic Transformations (ESOMAT-2012) (Санкт-Петербург, 9-16 сентября 2012 г.), II Всероссийский конгресс молодых ученых (Санкт-Петербург, 9-12 апреля 2013 г.), Международная конференция «Сплавы с эффектом памяти формы: свойства, технологии, перспективы» (Витебск, Беларусь, 26-30 мая 2014 г.), 55-я Международная конференции «Актуальные проблемы прочности» (Харьков, Украина, 9-13 июня 2014 г.), International Conference on Martensitic Transformations (ICOMAT-2014) (Бильбао, Испания, 6-11 июля 2014 г.), XI Всероссийский съезд по фундаментальным проблемам теоретической и прикладной механики, (Казань, 20-24 августа 2015г.), 10^th European Symposium on Martensitic Transformations (ESOMAT2015) (Антверпен, Бельгия, 14-18 сентября 2015 г.), Всероссийская научная конференция с международным участием «Механика композиционных материалов и конструкций, сложных и гетерогенных сред», посвященная 95-летию со дня рождения академика И.Ф. Образцова (Москва, 15-17 декабря 2015 г.), XXII Петербургские чтения по проблемам

прочности. К 110-летию со дня рождения академика С.Н. Журкова и 85-летию со дня рождения профессора В.А. Лихачева, (Санкт-Петербург, 12-14 апреля 2016 г.). Результаты работы вошли в отчеты по следующим научно-исследовательским проектам:

1. НИР «Теоретические и экспериментальные методы исследования процессов деформации, разрушения и структурных превращений в материалах, в том числе, сплавах с памятью формы, с учетом их внутреннего строения и различных способов нагружения» (2011-2013), СПбГУ, Мероприятие 2, грант № 6.37.137.2011.

2. НИР «Эффекты памяти формы в никелиде титана после динамического нагружения» (2012-2014), СПбГУ, Мероприятие 2, грант № 6.38.74.2012.

3. «Методы механики деформированного твердого тела в задачах нано- и мезомеханики» НШ-518.2012.1 (2012-2013).

4. «Исследование термо-механических свойств сплава TiNi при высокоскоростном нагружении», грант РФФИ 13-01-00050 (2013-2015).

Получены следующие награды:

5. За лучший стендовый доклад среди молодых ученых на Научно-техническом семинаре «Бернштейновские чтения по термомеханической обработке металлических материалов», Москва, 26-28 октября 2011 г.

6. За лучший устный доклад среди молодых ученых на международной конференции «Сплавы с эффектом памяти формы: свойства, технологии, перспективы», Витебск, Беларусь, 26-30 мая 2014 г.

Публикации

По материалам диссертации опубликовано 20 работ, из них 5 в изданиях рекомендованных ВАК, из которых 4 в изданиях, индексируемых Scopus и WoS.

Личный вклад автора

Результаты проведенных исследований отражены в работах 1 - 20. В работах 1 - 20 соискатель выполнил основную часть экспериментов, осуществил обработку и анализ полученных экспериментальных данных, в рамках микроструктурного подхода провел компьютерное моделирование механического поведения никелида титана при квазистатическом и высокоскоростном нагружении в широком интервале температур, участвовал в обсуждении полученных данных и подготовке публикаций. Научный руководитель А.И. Разов осуществлял общее научное руководство с определением задач исследования, участвовал в обсуждении полученных данных и подготовке публикаций. В работах 1,2, 6-8, 13 Г.Г. Нахатова помогала в подготовке образцов и проведении исследований реверсивной обратимой памяти формы. В работе 6 такую же помощь оказывал А.В. Новосельский. А.А. Груздков и С.И. Кривошеев участвовали в работе 10 в части, касающейся использования высокоскоростного магнитно-импульсного нагружения, результаты которого в данную работу не

включены. Во время работ по компьютерному моделированию механического поведения никелида титана консультации давали А.Е. Волков и М.Е. Евард (в том числе и при подготовке работ 16, 19 и 20). В работах 3-5, 9, 11, 17 А.М. Брагов, А.Ю. Константинов и А. К. Ломунов оказывали помощь при проведении высокоскоростного растяжения образцов с использованием метода Кольского для разрезных стержней Гопкинсона. В работах 3-5, 11, 15-18 А.Н. Данилов проводил рентгеноструктурные исследования, участвовал в обсуждении результатов исследований и подготовке публикаций. А.Х. Галиева (в работах 3, 10, 11, 15), В.И. Григорьева (в работах 3, 10, 11, 15, 16, 18) и Е.С. Остропико (в работах 3, 10, 11, 15, 18) помогали при проведении экспериментальных работ по исследованию эффектов памяти формы.

Структура и объем работы

Аналитический обзор

Образцы из сплава NiTi-B после предварительного деформирования растяжением нагревали двумя способами. Первый заключался в нагреве от 296К до 373К через несколько интервалов: сначала образец от комнатной температуры (296К) нагревали до 343К, затем последовательно до 353К, 358К, 363К и 373К, помещая в печь, разогретую до соответствующей температуры. Во втором случае образцы поочередно нагревали до 343К, 353К, 358К, 363К, 373К, измеряя при каждой температуре скорость восстановления 2.5% остаточной деформации (Рисунок 1.2). Максимальная восстановленная деформация для сплава NiTi-B составила 3%. При повышении температуры скорость восстановления деформации изменялась нелинейно, достигая максимального значения при 373К (Рисунок 1.3). Верхняя граница скорости восстановления в процессе термически управляемого обратного преобразования из раздвойникованного мартенсита в аустенит составляла примерно 0,014мм/с.

Механические свойства. При описании исследований, результаты которых были изложены в статье [39] была упомянута методика исследования – речь идет о методе Кольского для разрезных стержней Гопкинсона. Вообще, описание методик исследования свойств материалов при высокоскоростном нагружении можно найти в [41] – это и хорошо известный метод Кольского для разрезных стержней Гопкинсона, метод Тейлора, эксперименты с ударной пластиной, позволяющие исследовать характеристики распространения волн в материале, взрывное или электромагнитное нагружение кольцевых образцов, методы исследования динамического разрушения, метод Шарпи и др. Методика создания импульсов механического давления электромагнитным способом хорошо описана в работе [42]. Автор показал, что использование этого способа нагружения позволяет существенно упростить процесс проведения экспериментов и определить параметры импульса давления, передаваемого в образец, с погрешностью не более 5%. Однозначная связь параметров импульса давления с токораспределением в нагрузочном устройстве обосновывает возможность формирования требуемого распределения нагрузки в образцах различной конфигурации.

Однако наиболее распространенным методом исследования механических свойств материалов при высокоскоростном нагружении (102 с-1 и более), является метод Кольского для разрезных стержней Гопкинсона (и его различные модификации). Несмотря на обилие методов исследования, большинство авторов, результаты работ которых описаны ниже, использовали именно метод Кольского для разрезных стержней Гопкинсона.

Можно утверждать, что первые исследования сплавов с ЭПФ при высокоскоростном нагружении проводили по аналогии с исследованиями обычных материалов, изучая, в основном, их механические свойства. Пожалуй, самой первой была работа [20], в которой исследовали влияние температуры и скорости деформирования сжатием на зависимость напряжение-деформация сплава TiNi. Были использованы цилиндрические образцы диаметром и высотой 6 мм, изготовленные из сплава Ti49Ni51 и отожженные при 673K в течение 1 часа в вакууме. Температуры мартенситных превращений при этом были равны: Мs = 243,6К, Mf = 198,9К, Аs = 299,5К, Аf = 319,1К. Квазистатические испытания на сжатие были проведены при скорости деформации 10-4 с-1. Высокоскоростные испытания проводили методом Кольского для разрезных стержней Гопкинсона при скоростях деформирования (2-7)102 с-1. И те и другие испытания проводили при температурах от 201 до 366К.

На Рисунке 1.4 показаны зависимости напряжение-деформация при различных температурах при квазистатическом и высокоскоростном нагружении. При температуре ниже Мs фазовая деформация, полученная двойникованием термически образованного мартенсита, могла быть полностью восстановлена нагреванием после разгрузки. В интервале между Мs и Аs неупругая деформация, полученная за счет образования мартенсита напряжения, также исчезала при нагревании. При температуре выше Аs мартенсит, наведенный напряжением, исчезал при разгрузке, что приводило к эффекту сверхупругости. Даже при температурах значительно выше Аs (366К) остаточная деформация после разгрузки и нагревания все еще оставалась небольшой. На Рисунке 1.5 показана зависимость напряжения, соответствующего 2% деформации, от температуры при квазистатическом и динамическом нагружении. При повышении температуры испытания от 200К это напряжение уменьшается и имеет минимум чуть выше Мs. Затем напряжение увеличивается с ростом температуры. В интервале температур 300-350К появляется еще одна зависимость – для такого же напряжения при разгрузке во время реализации эффекта

Механические свойства никелида титана при высокоскоростном и квазистатическом растяжении

Результаты экспериментов показали, что вид кривых напряжение-деформация зависит от скорости деформирования. На Рисунке 1.40 представлена диаграмма квазистатического нагружения сплава NiTi при максимальной деформации от 1.2% до 3.2%, зависимости напряжение – деформация представлены замкнутыми петлями гистерезиса. После разгрузки материал полностью восстанавливал форму. Переход от обычной упругой деформации к превращению аустенита в мартенсит в процессе прямого мартенситного превращения (т.е., непосредственно к эффекту сверхупругости) происходил при 550МПа. При разгрузке обратный переход происходил около 300МПа. Поведение сплава NiTi при высокоскоростном деформировании с различными скоростями (81 – 750 c-1) деформирования показано на Рисунке 1.41. Наблюдали аналогичные петли гистерезиса, но не замкнутые. Переход от обычной упругой деформации к образованию мартенсита напряжения происходил около 800МПа, что значительно выше, чем в случае квазистатического нагружения. Выраженного обратного перехода мартенсита напряжения в аустенит при разгрузке не наблюдалось.

Кроме того, при высокоскоростном нагружении была обнаружена следующая особенность. При полной деформации до 1% образцы полностью восстанавливали форму при разгрузке. При полной деформации 2% и больше появлялась остаточная деформация, которую можно было измерить сразу после разгрузки. Эта остаточная деформация полностью восстанавливалась со временем при комнатной температуре, причем восстановление занимало от 30 секунд до 24 часов.

Через 5 лет после выхода предыдущей статьи сверхупругое поведение сплава NiTi при различных температурах (77-400К) и скоростях деформирования (10-3с-1 – 4200с-1) было изучено в [27]. Авторы провели серию квазистатических и динамических испытаний на одноосное сжатие, используя машину Instron и систему Гопкинсона. Также исследовали рассеивание энергии при циклическом сверхупругом деформировании. Использовали цилиндрические образцы из NiTi с температурой Af = -10С, отожженные при температурах от 296К до 923К.

Было выяснено, что с увеличением скорости деформирования и температуры напряжения, которые инициируют прямое превращение, возрастают (Рисунки 1.42 и 1.43). Наклон плато, соответствующего прямому превращению, на кривых напряжение-деформация возрастает с ростом температуры (Рисунок 1.43). При изменении температуры отжига, напряжение превращения и рассеиваемая энергия также изменялись, так как менялись температуры превращения. а)

В циклических квазистатических испытаниях рассеиваемая энергия с увеличением числа циклов уменьшалась и стремилась к стабильному значению (Рисунок 1.44а). Циклическое высокоскоростное нагружение приводило к меньшим изменениям в форме сверхупругой петли, чем при квазистатических испытаниях (Рисунок 1.44б).

Следующая работа [45], касающаяся исследования сверхупругости, была опубликована через 4 года после предыдущей. В ней было исследовано сверхупругое поведение проволочных образцов из никелида титана при циклическом нагружении со скоростями от 10-4 с-1 до 10 с-1. С целью изучения усталостного поведения сплава NiTi образцы подвергали циклическому нагружению при комнатной температуре до 100 циклов при трех значениях полной деформации – 4, 6 и 9%. Нагружение проводили двумя способами: ударным воздействием со скоростью около 10 с-1 и квазистатически со скоростью меньшей на два порядка. Использовали проволочные образцы диаметром 0,5 мм из сплава NiTi с 50.9 ат.%Ni и Af = 267K. Величина зерен в аустенитном состоянии – 15-20 мкм.

Результаты экспериментов показали, что напряжения, вызывающие как прямое, так и обратное мартенситное превращение, сильно уменьшаются в течение первых 20 циклов, но после 50 циклов почти не изменяются. Причем при ударном нагружении это снижение не так значительно, как при квазистатическом (Рисунок 1.45). Рассеиваемая энергия так же зависит от скорости деформирования и так же уменьшается с увеличением числа циклов, но после небольшого числа циклов стабилизируется.

Компьютерное моделирование механического поведения никелида титана при высокоскоростном и квазистатическом растяжении

Для проведения компьютерного моделирования механического поведения эквиатомного сплава ТІМ была выбрана микроструктурная модель, основанная на созданной В.А.Лихачёвым и В.Г.Малининым [70] структурно-аналитической теории прочности, и в настоящее время развиваемая А.Е. Волковым и М.Е. Евард [71-75], которые оказали большую консультационную помощь при выполнении этой части работы.

Рассмотрим основные положения микроструктурной модели, в современном виде достаточно полно описанную в [71]. Изучаемый математический объект представляет собой поликристалл, каждое зерно которого характеризуется ориентацией ш. Деформация представительного объема вычисляется путем усреднения деформаций по всем зернам (в дальнейшем будем использовать обозначение Ngr - количество зерен): N gr s - zL г ( ) Одной из основных гипотез микроструктурной модели является предположение о возможности представления полной деформации в виде суммы деформаций, обусловленных различными механизмами. Для /-го зерна это можно записать в виде: gr — c-&e,gr T gr Ph gr MP gr P Соответствующие виды деформации определяют индексы: “ е ” - упругая, “7” - тепловая, “P/z” - фазовая, “MP” - микропластическая, “Р” - пластическая [71]. Упругая деформация и деформация теплового расширения рассчитываются по известным соотношениям. Принимая во внимание предположение, что в зерне может находиться аустенит и N вариантов мартенсита, фазовая деформация зерна вычисляется следующим образом: где Ф„ — объемная доля п-го варианта мартенсита, а D(n) - матрица деформации для n-го варианта мартенситного превращения. Микропластическая деформация, обусловленная аккомодацией , в зерне вычисляется по формуле: gr MP_ X"V(T)pr) (") N V п где Фиp - мера микропластической деформации, связанной с ростом п-го варианта мартенсита, - постоянная материала [71]. Для двухфазной среды, состоящей из аустенита и мартенсита, используя методы равновесной термодинамики и добавляя к обычным термодинамическим силам силу трения, термодинамический потенциал Гиббса записывали в виде G = Geig + Gmix, Geig = (1 - Ogr)GA + - Ф„Ош, N n=i где Geig - собственный потенциал фаз, Gmix = Z (ju/2)(G n Ф/)2 - потенциал смешивания, GA, GM - потенциалы соответственно аустенита и п-го варианта мартенсита, ju - константа материала, которая вычисляется по заданным характеристическим температурам и скрытой теплоте превращения.

Для того, чтобы сформулировать эволюционные уравнения для параметров Фп и Ф/ были рассмотрены обобщенные силы, соответствующие этим параметрам. Силу смешивания Fnmx, характеризующую зависимость упругой энергии внутренних межфазных напряжений от количества образовавшегося варианта мартенсита, записывали в виде: Fnmx = ц(Фп - Фпр),

Термодинамическую силу, вызывающую увеличение параметра Ф„, определяли следующим образом: Fn=— (Тп-То) + гАП\ Т{ где Тп - эффективная температура превращения для п-го варианта мартенсита. Предполагается, что межфазные границы при своем движении испытывают сопротивление, связанное с необходимостью затраты энергии на зарождение кристаллов мартенсита и преодоление других барьеров. Силу, ответственную за это сопротивление, называют силой трения, и ее выражение через константы материала имеет следующий вид: \Ffr\=-q0(Af-MJ/(2T0). Условие превращения было сформулировано в виде: Fnx = FrTx ± F , где для прямого мартенситного превращения используем сложение, а для обратного - вычитание [71]. Закон изменения объемной доли п-го варианта мартенсита, происходящего вследствие мартенситного превращения, полученный в работе [71] на основе изложенных выше соотношений, выглядит следующим образом: йФп = " п H(F; -Fr -F&)H{dFln)tf(l-oGr) n dK тіх +s H(Fmix -Fl- FIT )H(-dFl )#(Ф ) прямое превращение описывается первым слагаемым, а обратное - вторым. Изменение меры микропластической деформации представлено уравнениями: с1Ф,? = кГс1Фп, для прямого и обратного превращений, соответственно. При этом параметры к и k„ev равны: dir М = HX(F -F„y) С = Щ-К Fyn) yx + h 1 п " \i + h где, F/ — по аналогии с напряжением течения — сила микропластического течения, F/ = –дОІдФ? = -дв /дФ» = F„mix, h — “модуль микропластичности”, Гп = г (F„y - Foy)Я(Fиy - Foy), параметр г характеризует разупрочнение при обратном мартенситном превращении.

Так как в сплаве ТІМ, находящемся в мартенситном состоянии, переориентация мартенсита является основным механизмом деформирования при изменении напряжения, то этот эффект был отдельно рассмотрен в работе [75]. Считали, что переориентация мартенсита в направлении / в пространстве переменных Фп возможна тогда, когда Р "(1,Т,а,Ф,&) = Ffr tw, где Ftw -термодинамическая сила переориентации мартенсита, Ffr tw - сила сопротивления, а если Ftw(/) Ffr tw - переориентация невозможна [75]. Термодинамическую силу переориентации мартенсита в направлении / вычисляли по формуле: F (l) = X tw/„, где F? = #и :о–ц(Фи - Фир). я=1 Вследствие переориентации мартенсита, вызванной изменениями внешних условий, происходит изменение количества мартенсита Фі,…,Ф и меры микропластической деформации Ф? ,…, Фл.. Связь между приращениями фазовой деформации с1Фпш и микропластической деформации ddft", вызванной двойникованием, выглядит следующим образом: dQft» = W do , где , tw _ М тт /i pv I _ Z?y tw \ " ju + h " Изменения величин Фи, связанные с двойникованием, выражаются в виде: dOn = l„d(b, где Tin = 0, / = 1 (знак обозначает норму вектора), а vi dFtw d p = АІХС(І-С) и=1 Для расчета атермический пластической деформации использовали модель, описанную в [74]. Считали, что дислокационное скольжение начинается, когда интенсивность касательного напряжения на плоскости сдвига 7(" )=V(r( 1i) ) 2+(T ) ) 2 достигает критического значения Тх т, = Xs , где любую плоскость скольжения можно отнести к одной из 1, 2,..., m,..., M групп, где каждой группе принадлежат 1, 2,..., k,..., Km кристаллографически эквивалентных плоскостей. Здесь ц, и г32, - сдвиговые компоненты напряжения, действующего на плоскости (m, k). т ,к) и т ,к) рассчитываются с использованием известного эффективного напряжения, приложенного к зерну, применяя матрицу вращения, которая преобразует кристаллографический базис зерна в кристаллографический базис плоскости (m, k)

Эффект реверсивной обратимой памяти формы

Кривая (1) представляет собой распределение температуры по длине, выраженной в условных единицах (линия в поле инфракрасной камеры была разделена на 75 равных частей), до высокоскоростного нагружения. Инфракрасная камера была сфокусирована на поверхности образца. Левая часть зависимости (1) с низкой температурой относится к захвату, на котором камера сфокусирована не была, а правая – к поверхности образца, под вырезом во втулке. Такое начальное положение было выбрано потому, что во время нагружения вся конструкция с разрезными стержнями смещалась влево (если смотреть на график, то удар наносился справа). Соответственно, зависимость (2) представляет распределение температуры после удара. Интервал между измерениями – 0,1 секунды. Нагружение произошло в этом временном интервале. Ввиду того, что вся конструкция переместилась влево, то теперь правая низкотемпературная часть кривой (2) относится к правому захвату, на котором не сфокусирована камера, а левая – к поверхности образца. Из Рисунка 4.12. видно, что никакого повышения температуры поверхности при нагружении не произошло. Наблюдающееся понижение температуры можно отнести к естественному охлаждению всей конструкции после удаления нагревательного устройства перед нагружением.

Хотя использованные нами методы контроля температуры образцов не выявили ее изменений при динамическом растяжении, это не является основанием для утверждения об отсутствии локального повышения температуры. Высокая степень локализации повышенных температур, низкая теплопроводность сплавов TiNi и высокая скорость растяжения могли стать причиной того, что температура образцов на поверхности не успевала изменяться за короткое время действия импульсной нагрузки.

Форма зависимости отношений, характеризующих ЭПФ и ОПФ, с максимумами близкими к As наводит на предположение, что наличие аустенита в предмартенситном состоянии, который может быть получен при охлаждении от температуры выше Af, и его деформирование могут обеспечить улучшение функциональных свойств (увеличение эффектов однократной и обратимой памяти формы). Для проверки этого предположения было проведено исследование функциональных свойств сплава TiNi при четырех температурах в диапазоне 60-100С при двух различных вариантах достижения температур, при которых проводили деформирование. В одном случае образцы нагревали от комнатной температуры до температуры деформирования, в другом – нагревали до 180оС и затем охлаждали до указанных температур. Фазовый состав сплава при этих температурах можно оценить следующим образом. При 60oC в первом случае (при нагревании от комнатной температуры) сплав находился в стабильном мартенситном состоянии, во втором случае (предварительный нагрев до 180oC и охлаждение) – сплав содержал аустенитную и мартенситную фазы приблизительно в равном отношении. При 77oC в первом случае сплав находился в мартенситном состоянии с небольшой долей аустенита, во втором случае – в аустенитном предмартенситном состоянии, возможно, с небольшой долей мартенсита. При 87oC в первом случае сплав содержал мартенситную и аустенитную фазы приблизительно в равном соотношении, во втором случае сплав находился в аустенитном предмартенситном состоянии. При 100С в первом случае сплав находился в аустенитном состоянии с небольшой долей мартенсита, во втором случае - в аустенитном предмартенситном состоянии [77, 91, 92]. Механическое поведение сплава в этих случаях было описано в Главе 2. Результаты исследования однократной и обратимой памяти формы изображены на Рисунках 4.13 и 4.14. Рисунок 4.13. Зависимость отношения величины эффекта памяти формы к остаточной предварительной деформации от температуры, при которой проводили нагружение. А, V квазистатическое нагружение, А, Т высокоскоростное нагружение. А, А - нагрев до температуры испытания, V, Т охлаждение от 180 C до температуры испытания. Рисунок 4.14. Зависимость отношения величины эффекта обратимой памяти формы к необратимой пластической деформации от температуры, при которой проводили нагружение. А, V- квазистатическое нагружение, А, Y - высокоскоростное нагружение. А, А - нагрев до температуры испытания, V, Т охлаждение от 180 C до температуры испытания. Прежде всего, следует отметить, что и однократная и обратимая память формы после высокоскоростного нагружения не становятся больше при использовании второго способа достижения температуры деформирования (охлаждением от 180оС).

Отдельно можно рассмотреть температуру 100оС, при которой какие-либо изменения и после квазистатического и после высокоскоростного нагружения при двух вариантах достижения температуры деформирования, практически, отсутствовали. Это можно объяснить только тем, что при достижении этой температуры и нагреванием от комнатной температуры и охлаждением от 180оС сплав находился в аустенитном состоянии и очень близко к температурам мартенситного превращения. Это состояние было одинаково нестабильным и в том и в другом случае.

Наибольшие положительные изменения отно шений Ssm/Sres и Stwsm/Sp после квазистатического растяжения наблюдали при температурах 60 и 87 оС, достигнутых путем охлаждения от 180оС, что подтверждает эффективность деформирования аустенита в предмартенситном состоянии для улучшения функциональных свойств сплава TiNi. Анализ абсолютных величин ssm и stwsm, полученных в этой серии экспериментов, показали, что их приращения после деформирования при 60оС составили 1,9% и 0,7%, соответственно. Для температуры 87оС этот прирост составил 0,6% и 1,3%, соответственно. При отклонении от этих двух температур величины ssm и Stwsm были меньше, это говорит о том, что улучшение функциональных свойств происходит в узком температурном интервале, и, как видно, не в одном. Незначительные приращения Ssm/Sres и Stwsm/Sp после квазистатического высокоскоростного растяжения при температуре 77оС в обоих случаях (достигнутой нагреванием от комнатной температуры или охлаждением от 180оС), было обусловлено, по-видимому, близостью к практически одинаковым температурам Ms и As. При том, что фазовый состав сплава в этих двух случаях был кардинально противоположным, результат деформирования был одинаковым. Несмотря на большой прирост рассматриваемых отношений при температурах 60 и 87оС, их максимум лежит в районе 77оС.