Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Обзор литературы 10
1.1. Эффекты памяти формы 10
1.2. Обратимые механизмы деформации 14
1.2.1. Мартенситные превращения .
1.2.2. Механическое двойникование 21
1.3. Воздействие напряжений на обратимые механизмы неупругого деформирования 23
1.3.1. Влияние напряжений на температурную кинетику термоупругих мартенситных превращений и эффекты памяти 23
1.3.2. Роль механического двойникования в реализации эффектов памяти
1.4. Основные положения структурно-аналитической теории прочности 29
Глава 2. Постановка задачи и методики экспериментальных исследований 37
2.1. Цель исследований 37
2.2. Методики экспериментов 38
Глава 3. Экспериментальные исследования 42
3.1. Эффект пластичности превращения 42
3.2. Эффект памяти формы 57
3.2.1. Формовосстановление в свободном состоянии 58
3.2.2. Формовосстановление при действии напряжений 65
3.3. Эффект обратимой памяти формы ... 70
3.4. Эффекты генерации и релаксации реактивных напряжений 73
Глава 4. Расчет изменения деформации и количества мартенсита в изобарных и изохорных термоциклах 76
4.1. Подбор констант 76
4.2. Термоциклирование под напряжением 78
4.3. Генерация и релаксация реактивных напряжений 83
Глава 5. Обсуждение полученных результатов 86
Заключение 92
Литература 94
- Обратимые механизмы деформации
- Роль механического двойникования в реализации эффектов памяти
- Эффект памяти формы
- Термоциклирование под напряжением
Введение к работе
Впервые явление термоупругого равновесия фаз при мартенситных превращениях было обнаружено Г. В. Курдюмовым и Л. Г. Хандросом [15, 16] в сплаве Си-А1, и заключалось в том, что кристаллы новой фазы обратимо меняли свои размеры при изменении температуры или напряжения. Фазовые переходы, в которых наблюдалось такое термоупругое равновесие фаз, стали называть термоупругими . мартенситными превращениями. Позднее оказалось, что с этими превращениями связаны уникальные механические свойства, которые намного увеличили границы применения таких материалов, обычно называемых сплавами с памятью формы [25]. В отличие от обычных сплавов, эти материалы оказались способными восстанавливать при изотермической разгрузке или во время нагревания значительные неупругие деформации. С этого момента началось интенсивное изучение как физических процессов, так и механического поведения таких сплавов. '."..-
В настоящее время к сплавам с памятью формы относится большое количество интерметаллидных соединений, наиболее широко используемым среди них является никелид титана.. Этот сплав привлек внимание исследователей благодаря своим высоким физикомеханическим и технологическим характеристикам. Кроме того, сплавы на основе никелида титана обладают большой способностью к обратимому формоизменению, которое в некоторых случаях может достигать 10 - 12 % [42, 55].: Широкое применение этого сплава в медицине и технике в качестве исполнительных и силовых механизмов устанавливает жесткие требования по эксплуатации, поскольку такие устройства, в большинстве своем, должны срабатывать в строго установленных для каждого случая температурных интервалах. Так как основной причиной обратимого формоизменения считали термоупругие мартенситные превращения, протекающие в материале, то долгое время полагали, что деформационные явления и фазовые переходы протекают в одних и тех же температурных интервалах. В соответствии- с этим предположением температуры мартенситных переходов определяли либо с помощью рентгена, либо по изменению физических параметров и на основании полученных данных делали заключение о температурных интервалах реализации эффектов памяти. Однако наряду с этим имелись работы, в которых было показано, что такое строгое соответствие наблюдается не всегда. Так в [8, 29] выяснено, что возврат деформации при нагревании может наблюдаться задолго до температуры обратного мартенситного превращения, причем на этой стадии могло осуществляться до 7G % формовосстановления. > Причиной такого поведения материала, как показано в этих исследованиях, является механическое двойникование [14]. Как известно [41, 50, 52, 63], этот процесс наиболее полно проявляется именно в материалах с мартенситными переходами поскольку мартенсит изначально имеет большое количество двойниковых границ. В то же время, увеличение температуры уменьшает двойниковый предел текучести, облегчая тем самым процесс двойникования.
Смещение температур деформационных' явлений относительно характеристических температур фазовых переходов может происходить не только в область меньших температур, но и в область больших. В [26] обнаружено, что во время нагревания предварительно продеформированного сплава T^jNisoj восстановление деформации начинается позже температуры начала обратного мартенситного превращения. Это было объяснено особенностями протекания предшествующего прямого фазового перехода. Дело в том, что при охлаждении под напряжением в материале в первую очередь с большей вероятностью образуются те кристаллы, векторы сдвига которых сонаправлены с внешней нагрузкой (процесс монодоменизации), и образуется так называемый монодоменизированный мартенсит. Именно образование монодоменизированного мартенсита вносит вклад в накопление макроскопической деформации, наблюдающееся, в этом случае. Во время последующего нагревания эти кристаллы претерпевают обратное фазовое превращение в последнюю очередь, что приводит к наблюдаемому в эксперименте смещению температуры начала формовосстановления..
По-видимому, на величину и характер несоответствия температурных интервалов эффектов памяти формы и мартенситных переходов могут влиять предварительная термообработка, вид напряженного состояния и величина приложенных напряжений. Однако изучение данного вопроса в упомянутых выше работах, проделано не было.
Поэтому целью данной работы является экспериментальное выявление связи мартенситных превращений и формоизменения в деформированных и напряженных сплавах; разработка физических представлений о влиянии напряжения на механизмы неупругой деформации; апробация структурно-аналитической теории прочности.
Небольшое количество экспериментальных работ, в которых обнаружено несоответствие температурных интервалов реализации эффектов памяти и' мартенситных переходов, несмотря на широкое исследование никелида титана, объясняется тем фактом, что в большинстве случаев механическое поведение и физические процессы исследуются в различных экспериментах, после чего полученная информация сопоставляется. Такая последовательность действий может приводить к потере частичной информации о процессах, вызывающих формоизменение, и о влиянии на них внешних факторов. Для получения полной информации наибольший интерес представляют те работы, в которых исследование механического поведения и мартенситных превращений осуществляется одновременно. Учитывая это обстоятельство, и в соответствии с поставленной целью в задачи. данного исследования входило: создание методики экспериментального изучения одновременного изменения тепловых явлений и механического поведения материалов с эффектами памяти; экспериментальное изучение влияния напряжения на соответствие температурных интервалов реализации мартенситных превращений и
5 . '.. отдельно взятого деформационного явления (эффектов пластичности превращения, памяти формы, обратимой памяти формы, генерации и релаксации реактивных напряжений); — моделирование процессов превращения и деформирования материалов на основе структурно аналитической теории прочности.
Представленная диссертация состоит из пяти глав и заключения. Первая глава посвящена обзору литературы и состоит из четырех разделов. В главе приведены описание и закономерности развития основных эффектов памяти формы, таких как псевдоупругость, пластичность превращения, память формы, обратимая память формы, генерация и релаксация реактивных напряжений. Рассмотрены основные механизмы обратимого формоизменения, к которым относятся термоупругие мартенсйтные превращения и механическое двойникование. Характеристики термоупругих мартенситных переходов рассмотрены как в общем случае, так и на примере никелида титана. Представлен обзор имеющихся экспериментальных результатов по влиянию внешнего напряжения как на закономерности протекания мартенситных превращений и механического двойникования, так и на особенности реализации эффектов памяти. Даны основные положения модели, применяемой в расчетах и основанной на структурно-аналитической теории прочности [6, 18]. Проведенный анализ литературы показал большую разрозненность экспериментальных данных в вопросе о соответствии температурных интервалов реализации мартенситных превращений и эффектов памяти.
Во второй главе, состоящей из двух разделов, сформулирована цель диссертационной работы и задачи исследования; изложена методика проведенных экспериментов. '
В третьей главе представлены результаты проведенных экспериментов. Глава состоит из четырех разделов, каждый из которых посвящен изучению вопроса о соответствии температурных интервалов реализации мартенситных переходов и отдельно взятого деформационного явления и о влиянии напряжения на величину этого соответствия. Вопрос исследован на примере эффектов пластичности превращения, памяти формы, обратимой памяти формы, генерации и релаксации реактивных напряжений.
В четвертой главе, состоящей из трех разделов, проведен подбор констант для расчета модельного материала. Выполнены расчеты поведения материала при термоциклах под постоянным напряжением, возрастающем от цикла к циклу, и в режиме генерации и релаксации реактивных напряжений. Кроме этого, осуществлено сопоставление полученных в расчете результатов с экспериментальными данными. Соответствие результатов моделирования с опытными данными оправдывает выбор используемой модели и подтверждает правильность развиваемого ' подхода для описания функционального поведения материалов с памятью формы.
В пятой главе представлен анализ всей совокупности полученных экспериментальных и теоретических . данных. Констатируется, что однозначное соответствие между температурными интервалами мартенситных превращений и эффектов памяти формы наблюдается далеко не всегда. Характер этих различий зависит от термомеханических условий, в которых находится материал и от величины действующих напряжений. Полученные данные интерпретированы с учетом того, что в материале имеется полидоменные и монодоменизированные области мартенсита, которые имеют различные температурные интервалы. В этом случае изменение . физического параметра (например, теплоемкости) . фиксирует интегральную кривую, в то время как изменение деформации связано только с преобразованием монодоменизированного мартенсита. Таким образом, одновременное измерение механических и физических свойств должно приводить к несовпадению температур начала фазовых переходов и неупругого деформирования, что и наблюдается экспериментально.
Полученные экспериментальные и теоретические данные позволили сделать следующие выводы.
Температурные интервалы изменения деформации и мартенситных превращений в общем случае не совпадают при реализации всех основных эффектов памяти формы.
В условиях охлаждения сплавов на основе никелида титана при постоянном напряжении, деформирование в направлении силы начинается за 10-15 К до начала прямого мартенситного превращения. Деформация, накапливаемая на этом участке, является неупругой и обратимой при нагревании и может быть связана с образованием промежуточных структур сдвига в предмартенсйтной области. .
Обратное превращение в предварительно деформированных сплавах на основе никелида титана происходит в два отчетливо различимых этапа, причем первый из них может не сопровождаться возвратом деформации. Двухстадийность обратного превращения обусловлена различной температурной кинетикой обратного превращения монодоменизированного и полидоменного мартенсита.
Несовпадение температурных интервалов обратного мартенситного превращения и восстановления деформации уменьшается с ростом предварительной деформации или величины приложенного напряжения, действующего при нагревании и охлаждении.
Модель, учитывающая структурное . строение материала и предполагающая индивидуальную температурную кинетику роста вариантов мартенсита, описывает наблюдаемые на опыте стадии превращения, сопровождаемые и несопровождаемые изменением деформации. Моделирование показывает, что не существует каких-то особых механизмов сдвига температур изменения деформации, . а все определяется закономерностями роста отдельных вариантов мартенсита.
Основное содержание диссертации отражено в следующих работах: 1. Егоров С. А., Евард М. Е., Реснина Н. Н. Различие влияния сдвиговых напряжений на превращения В2—»R и R-»B19* в сплаве TiNi. // Научные труды IV Международного семинара' «Современные проблемы прочности» имени В. А. Лихачева, г. Старая Русса, 18-22 сентября 2000 г. - Великий Новгород - 2000. -С.. 102-109 .
М. Е. Евард, С. А. Егоров, Н. Н. Реснина Мартенситные превращения в сплаве TiNi при охлаждении под нагрузкой. // Физика процессов деформации и разрушения и прогнозирование механического поведения материалов/ Труды XXXVI Международного семинара «Актуальные проблемы прочности», г. Витебск, 26-29 сентября 2000 г. — Витебск,-2000.-С. 330-335.
ЕгоровС. А., Евард М. Е., Реснина Н. Н., Сидорова О. В. О механизмах деформирования сплава TiNi при охлаждении под нагрузкой. // Труды XXXVIII Международного семинара «Актуальные проблемы прочности», г. Санкт Петербург, 24-27 сентября 2001 г. - Санкт Петербург-2001.-С.253-256.
С. А. Егоров, Н. Н. Реснина, М. Е. Евард, А.Е. Волков. Влияние напряжений на теплофизические свойства мартенситных превращений в TiNi. // Труды XXXVIII Международного семинара «Актуальные проблемы прочности», г. Санкт Петербург, 24-27 сентября 2001г. — Санкт Петербург-2001-С.57-62
С. А. Егоров, Н. Н. Реснина, М. Е. Евард, А. Е. Волков О взаимном соответствии мартенситных превращений и эффектов памяти в никелиде титана // Нелинейные проблемы механики и физики деформируемого твердого тела. Вып.6. СПб.-2002.-С. 64-71.
Обратимые механизмы деформации
Впервые термин мартенситные превращения введен- для описания процессов, происходящих в сталях при превращении высокотемпературной ГЦК- фазы в низкотемпературную ОЦК фазу. В дальнейшем подобные переходы были обнаружены во многих других сплавах и соединениях. В настоящее время под мартенситными превращениями понимают бездиффузионные полиморфные переходы, происходящие в твердом теле [15, 16]. Они характеризуются кооперативным (согласованным) смещением атомов на расстояния, не превосходящие межатомные, строгой кристаллической связью между решетками исходной и конечной фаз, макроскопическим изменением формы, большой (близкой к скорости звука в твердом теле) скоростью роста кристаллов. Мартенситные превращения происходят при низких температурах, что исключает влияние диффузии на перемещения атомов. Инициировать в материале такие превращения можно как механическим напряжением, так и изменением температуры (в этом случае прямым называют превращение, происходящее при охлаждении и обратным — при нагревании).
Высокотемпературную фазу принято называть аустенитом, а низкотемпературную—мартенситом. Мартенсит обычно образуется в виде пластин и является однородным твердым раствором замещения или внедрения. Пластины имеют хорошо выраженную плоскую межфазную границу, называемую плоскостью габитуса. По условию сосуществования двух фаз межфазные границы могут быть трех типов. Когерентные— плоскость границы является общей для обеих решеток, кристаллографические направления и плоскости одной фазы переходят непрерывно в направления и плоскости другой фазы. Некогерентные — когда непрерывность кристаллографических направлений и плоскостей нарушается. В этом случае переходная область между двумя фазами имеет малую толщину и является сильно разупорядоченной. И полукогерентные — когда на участке раздела двух фаз наблюдается наличие как когерентных, так и некогерентных областей. Кооперативному характеру перемещения атомов и высокой скорости роста мартенситных кристаллов соответствуют когерентные и полукогерентные межфазные границы [23].
Мартенситные превращения относятся к фазовым превращениям первого рода. Для превращения аустенитной фазы в мартенситную необходимо, чтобы химическая свободная энергия мартенситной фазы была ниже, чем соответствующая энергия исходной фазы. Однако для протекания превращения необходима избыточная свободная энергия нехимической природы, например энергия деформации превращения, энергия поверхности раздела, поэтому, если разность химических свободных энергий двух фаз не превышает указанной свободной энергии нехимической , природы, превращение не начинается. Следовательно, для превращения необходима движущая сила. Превращение не происходит, если нет переохлаждения до температуры, более низкой, чем Го, при которой химические свободные энергии исходной и мартенситной фазы равны. Обычно на таких диаграммах выделяют четыре характеристические температуры: Мн - температура начала мартенситного превращения, выше которой весь материал находится в аустенитном состоянии; М\ц— температура конца мартенситного превращения, ниже её весь материал находится в мартенситном состоянии; аналогично Ац и Лщ- температуры начала и конца обратной мартенситной реакции.
По кинетике мартенситные превращения разделяют на взрывные и термоупругие [13, 56]. К взрывным относят такие превращения, при которых кристаллы мартенсита образуются скачком при определенной температуре за очень короткий ( 1 мкс) интервал времени. Дальнейшее понижение температуры приводит к тому, что превращение идет за счет образования новых кристаллов. При термоупругом превращении образуются кристаллы, которые обратимым образом меняют свои размеры в зависимости от изменения температуры: растут с понижением температуры и исчезают с ее повышением. Именно термоупругие превращения являются одним из основных механизмов обратимого неупругого деформирования сплавов, поскольку в этом случае сохраняется связь между кристаллическими решетками фаз. При обратном превращении атомы возвращаются в исходные положения теми же путями, по которым они двигались при прямом превращении, тем самым обеспечивая восстановление деформации (эффект памяти формы).
Остановимся подробнее на мартенситных превращениях, происходящих решетки, каждая из которых построена из атомов одного вида. В низкотемпературном (мартенситном) состоянии кристаллическая структура TiNi соответствует В19 — фазе (рис. 1.7. б) [51,57]. Кристаллы моноклинного В19 мартенсита содержат различные внутренние дефекты, к которым .относятся двойники 1-го рода, двойники П-го рода, составные двойники и дефекты упаковки. При определенных условиях мартенситное превращение может идти через промежуточную ромбоэдрическую R - фазу (рис. 1.7. в) [38]. Кристаллы R-мартенсита сгруппированы в пакеты пластин, попарно связанных друг с другом по плоскостям габитуса.
В зависимости от состава сплава, его термообработки и действующих напряжений последовательность протекания фазовых переходов в материале может изменяться [17,21,23,33,40,58]. Так, в хорошо отожженном никеЛиде титана эквиатомного состава мартенситные превращения могут развиваться по схеме В2 - В19 . В сплавах же", обогащенных тем или иным компонентом, в зависимости от термообработки структурные превращения могут реализовываться через промежуточную R - фазу: В2 —» R — В19 .
При нагревании, после полного прямого, превращения, обратный переход из В19 - фазы, как правило, идет непосредственно в В2 - структуру, минуя промежуточную R - фазу, В работе [43] считают, что в этом случае движущие силы В19 -»В2 перехода больше В19 — R превращения, что приводит к осуществлению обратной мартенситной реакции в области стабильности R - фазы.
Рассмотрим механизмы и основные характеристики фазовых переходов, протекающих в TiNi. При В2— В19 превращении кубическая решетка переходит в орторомбическую структуру с моноклинным искажением. В этом случае происходит неодинаковая- деформация в различных направлениях с одновременным изменением углов между кристаллографическими осями [17]. Такое превращение характеризуется достаточно большим гистерезисом (30-50 К) и широкой областью двухфазного состояния [29].
Роль механического двойникования в реализации эффектов памяти
Как известно, образующийся в результате превращения мартенсит содержит различные внутренние дефекты, среди которых большую долю занимают двойники различных типов. Напряжение способствует движению двойниковых границ, вызывая тем самым дополнительную неупругую деформацию материала. Так, при активном деформировании материала при температурах ниже Мн происходит смещение междоменных (двойниковых) границ, результатом чего является переориентация мартенситных кристаллов (рис. 1.13.) [29]. На кривой деформирования можно выделить три этапа, первый из которых соответствует упругому деформированию материала. На втором этапе идет интенсивный процесс переориентации кристаллов резким увеличением коэффициента мартенсита, подтверждением чего служат рентгеновские дифрактограммы, на которых наблюдается увеличение интенсивности одного рефлекса (в данном случае (020)) по сравнению с другими. Если величины её недостаточно, то деформационный возврат осуществляется либо за счет приложения нагрузки противоположного знака, либо за счет нагревания, при котором происходит уменьшение силы сопротивления двойникованию [17]. Таким образом, кроме обратного мартенситного перехода, двойникование также может являться механизмом эффекта памяти формы. Так, в работах [8,30] было показано, что при нагревании за счет переориентации кристаллической решетки может обеспечиваться до 70% возврата деформации (рис. 1.14.). В работе [8] данный вывод был сделан на основе результатов по измерению электросопротивления (рис. 1.14. б), а в [30] аналогичные данные получены на основе рентгеноструктурных исследований . При нагревании образца, нагруженного в мартенситном состоянии, он сначала деформируется в направлении силы, а затем начинается деформационный возврат (явление реверсивного деформирования рис. 1.15.).
Обычно пластическое деформирование осуществляется дислокационным скольжением, однако при определенных условиях механизмом неупругого деформирования аустенита может выступать механическое двойникование. Впервые двойникование В2 — структуры было обнаружено в [39], где отмечено, что в высокотемпературной фазе этот процесс может осуществляться по плоскостям {112} и {114}. Авторы высказали предположение о том, что непосредственно двойникование осуществляется только по плоскостям {114}, а по плоскостям {112} происходит так называемое псевдодвойникование. В более поздних работах [28, 53] была доказана невозможность псевдодвойникования В2 - решетки и показано, что псевдодвойники {112} на самом деле являются сверхдвойниками.
Наблюдающееся в В2 - структуре механическое двойникование предшествует прямому мартенситному переходу и может вносить некоторый дополнительный вклад в накопление деформации при охлаждении. Таким образом, действие напряжения как в высокотемпературной фазе, так и в низкотемпературной может приводить к дополнительному неупругому формоизменению за счет переориентации кристаллической решетки. Как известно, основной задачей механики деформируемого твердого тела является нахождение аналитических соотношений между деформациями и порождающими их напряжениями. При описании процессов деформации используют различные модели, которые условно можно разделить на макроскопические [7, 24, 22,36, 45, 60] (одноуровневые) и микроструктурные [18, 35, 37, 59] (многоуровневые). В макроскопических теориях устанавливается связь между напряжением, деформацией, температурой, скоростями их изменения, а также внутренними структурными параметрами материала, в качестве которых чаще всего выбирают объемную или массовую долю мартенситной фазы. К достоинствам макротеорий относятся: относительно небольшой объем вычислений, что является особенно важным фактом при решении краевых задач; возможность в простейших случаях получения решения в аналитическом виде; более легкая процедура нахождения материальных постоянных теории. Недостатком является низкая предсказательная сила. Верно описываются, в основном, режимы воздействий, учтенные при построении уравнений.
Микроструктурные теории принимают во внимание многоуровневость деформации. Процессы деформирования . рассматриваются на микроскопическом уровне с учетом особенностей симметрии и физических закономерностей элементарных актов деформации. Макроскопическая деформация рассчитывается путем процедуры усреднения микродеформаций отдельных структурных элементов, что позволяет учесть реальное строение материала. Достоинствами являются: большая предсказательная сила описания, поскольку определяющие уравнения формулируются, в виде, инвариантном относительно режимов внешнего .термосилового воздействия; описание с единых позиций одноосного растяжения, сдвига и произвольного вида нагружения материала; возможность развития теории при необходимости учета каких-либо новых механизмов деформации. Недостатки микроструктурных теорий: большой объем вычислений; сложность получения аналитических решений, а также определения постоянных материала.
К таким моделям относится структурно - аналитическая теория прочности, которая разработана В. А. Лихачевым и В. Г. Малининым и изложена в своем первоначальном варианте в И 8]. Теперь она развивается, дополняется и модифицируется под руководством А.Е.Волкова [6]. Отличительной чертой структурно - аналитической теории, как уже отмечалось, является ее многоуровневость, что позволяет переходить от формулировки законов деформации, исходя из физических особенностей на микроуровне, к уравнениям механики сплошной среды на макроуровне [18]. Между этими двумя основными уровнями могут существовать подуровни. Так, в сплавах с мартенситными превращениями можно выделить следующие элементы структуры: домен мартенсита, пластина, самоаккомодированная группа пластин, зерно, поликристалл. С каждой из этих структур при теоретическом описании можно связать свой подуровень, однако оказывается, что достаточно полный набор свойств таких материалов можно описать, вводя в рассмотрение гораздо меньшее, число уровней. Так, в [6] было предположено, что в модельном материале имеются следующие структурные уровни: представительный объем VQ (характеризующийся точкой х), объем зерна Vj (зависящий от ориентации зерна со и некоторых статистических параметров Р). и объем Уг (отличающийся номером п), занятый либо аустенитом, либо одним из вариантов мартенсита. Таким образом, иерархия структурных уровней выглядит следующим образом: V0 (х) з Vj (х, со, Р) ZDV2 (Х, СО, Р, п). На микроуровне V2 формулируются законы деформации исходя из физических основ процессов, протекание которых вызывает данную деформацию. Эти законы записываются в кристаллографическом базисе (связанном с каждым вариантом мартенсита) поскольку в нем законы деформирования задаются инвариантными относительно схем-. внешних воздействий.
Эффект памяти формы
Кроме эффекта пластичности превращения, одним из важных и наиболее применяемых в медицине и технике свойств является восстановление при нагревании значительных неупругих деформаций (эффект памяти формы). Это явление может быть обусловлено обратным мартенситным превращением и двойникованием. В зависимости от термомеханических условий и предварительной термообработки вклад этих процессов в формовосстановление может быть различным. Кроме этого, приложенное напряжение оказывает сильное влияние на изменение последовательности механизмов формовосстановления, а это, в свою очередь, может вызывать смещение температурных интервалов проявления эффекта памяти формы относительно интервала обратного мартенситного перехода. Изучению данного вопроса посвящен предлагаемый раздел. Во время нагревания не всегда удается четко зафиксировать аномалии, связанные со структурными превращениями, на кривой электросопротивления. Это происходит вследствие того, что в интервале температур обратного мартенситного превращения удельные сопротивления мартенсита и аустенита часто оказываются близкими по значению. Поэтому для изучения поведения сплава во время нагревания были выбраны методики, основанные на изучении полученные при охлаждении под материалов в процессе фазового перехода. Изучение поведения предварительно продеформированного материала производили с помощью двух методик: дифференциального термического анализа (ДТА) и дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК). В обоих случаях предварительная деформация образцов была накоплена за счет эффекта пластичности превращения. Образцы, исследуемые затем с помощью ДТА, были подвергнуты кручению, а исследуемые с помощью ДСК — сжатию.
Методом дифференциальной сканирующей калориметрии изучали сплав Ti49.7Ni50.3j цилиндрические образцы которого диаметром 2мм и.высотой 3 мм были отожжены при температуре 773 К в течение 1 ч и охлаждены с печью до комнатной температуры, и далее до температуры 267 К в морозильной камере. Предварительное деформирование осуществляли одноосным сжатием образцов в высокотемпературном состоянии (Т= 473 К), которые затем охлаждали под постоянным напряжением до 273 К и разгружали. При каждом значении напряжения было продеформировано несколько образцов, одни из которых затем изучали с помощью ДСК, а другие - дилатометрически. В табл. 1 представлены величины нагрузки, при которой проводили охлаждение и полученные значения предварительной неупругой деформации.
Результаты измерений теплоемкости (ДСК), полученные во время нагревания предварительно продеформированного материала, представлены на рис. 3.17. а. Видно, что исходные образцы є= О характеризовались одним пиком теплопоглощения. Предварительное деформирование приводит к уширению этого пика и смещению его в область больших температур на 4 К, кроме того, на кривой Ср(Т) появляется дополнительный пик при температуре 331 К. По мере увеличения предварительной деформации интенсивность второго пика увеличивается за счет уменьшения величины теплопоглощения, соответствующей первому пику. При этом общая величина теплопоглощения остается неизменной и составляет 150 + 6 Дж. После нагревания образцы охлаждали до 263 К и одновременно проводили ДСК, результаты которого представлены на рис. 3.17. б. Оказалось, что исходный образец (после отжига) характеризуется 4 пиками тепловыделения (на рис. 3.17. б они отмечены стрелками), два из них при температурах 297 и 287 К оказываются сильнее остальных. По всей видимости, прямое превращение в изучаемом материале происходит через промежуточную R-фазу. Причем, на кривой теплоемкости с В2 — R превращением может быть связанно два пика тепловыделения при температурах 308 и 297 К. Это предположение хорошо согласуется с данными работы [32], где было обнаружено, что R —переход происходит в два этапа. На первом из них данное превращение осуществляется вблизи включений вторичных фаз, на втором этапе, при более низких температурах, этот процесс захватывает остальной объем материала, при этом,, однако, часть материала может остаться в В2 — фазе. В связи с этим оставшиеся два пика при температурах 287 К и 279 К могут быть обусловлены R— В19 и В2 —+В19 переходами соответственно. Полученные результаты. показали, что предварительное деформирование не оказывает существенного влияния на экзотермические процессы при охлаждении последующем за нагреванием.
Результаты дилатометрических исследований при нагревании предварительно деформированного материала представлены .на рис. 3.18. Оказалось, что возврат деформации в исследуемом материале осуществляется в два этапа. Восстановление формы на первом этапе незначительно, однако с увеличением предварительной деформации доля, возвращаемая на первом этапе, увеличивается с 30% (рис. 3.18. а) до 50% (рис. 3.18. в).
Анализ калориметрических и дилатометрических исследований позволяет выявить причины расщепления пика теплопоглощения и двухэтапности возврата деформации при нагревании. Как известно, при охлаждении без нагрузки образуется полидоменный мартенсит, который при последующем нагревании переходит обратно в аустенит, что соответствует наблюдаемому пику теплопоглощения на калориметрической кривой исходного образца [4].
Термоциклирование под напряжением
Проведен расчет поведения модельного материала при термоциклировании под постоянным напряжением, величину которого при переходе от цикла к циклу увеличивали на 20 МПа в диапазоне от 0 до 80 МПа. Полученные зависимости . деформации и доли превращенного материала от температуры представлены на рис. 4.4. а — 4.6. а. Для количественного сравнения этого несоответствия были построены зависимости, деформации от количества фазы (рис. 4.4. 6 — 4.6. б). Зависимость у(Ф)должна быть линейной если 1 — деформация создается только за счет превращения и 2 — доля ориентированного мартенсита во время превращения не изменяется. Отклонение этой кривой от прямой линии и изменение наклона на некоторых участках может свидетельствовать, как утверждается в [26], о смене механизмов деформирования. При расчетах оказалось, что при охлаждении под напряжением 20 МПа (рис. 4.4. 6) на зависимости у(Ф) можно выделить три этапа, скорость накопления деформации на которых различна. Основное накопление деформации осуществляется на первом этапе, далее при Ф .25 % интенсивность данного процесса снижается почти в два раза и на последнем участке прямое мартенситное превращение изменение деформации практически не вызывает.
Во. время последующего нагревания превращение основной части мартенсита (до 70 %) в высокотемпературную фазу не сопровождается возвратом деформации. Это свидетельствует о том, что в данном температурном интервале осуществляется обратное превращение неориентированного мартенсита. Интенсивное формовосстановление наблюдается на завершающей стадии. Наличие остаточной деформации свидетельствует о микропластическом течении, происходившем в материале при охлаждении. Полученные при расчете данные совпадают с экспериментально установленными закономерностями возврата деформации и особенностями протекания мартенситных превращений.
При охлаждении под напряжением часть образующегося мартенсита оказывается частично монодоменизированной, а другая остается полидоменной (неориентированной). Поскольку напряжение смещает температуру Мн в область больших температур, то образование мартенсита, кристаллы которого благоприятно ориентированы к направлению внешней нагрузки, начинается раньше. Именно с этим связано интенсивное накопление деформации на первом этапе прямого превращения. На последнем участке кривой у(Ф) образуется полидоменный мартенсит, который не дает вклада в накопление деформации. По всей видимости, на промежуточном этапе накопления деформации эти два процесса, а также микропластическое течение происходят одновременно.
При последующем нагревании последовательность процессов изменяется. Сначала происходит обратное превращение в кристаллах полидоменного мартенсита (ориентация которых не ориентирована относительно направления внешней нагрузки). Этот процесс не сопровождается возвратом деформации. А затем исчезает частично монодоменизированный мартенсит. Сопоставление процессов, происходящих во время охлаждения и нагревания, позволяет определить долю возникающего монодоменизированного мартенсита.
Увеличение напряжения, действующего во время охлаждения, приводит к росту количества монодоменизированного мартенсита, вызывая тем самым увеличение обратимой неупругой деформации и постепенное совмещение температурных интервалов деформационных явлений и структурных переходов при последующем нагревании.
Полученные зависимости упп(т), уПФ(т) и 5(7) оказались линейными, причем величины накапливаемой при охлаждении и восстанавливаемой при нагревании деформации возрастают с ростом напряжения, а величина недовозврата практически не изменяется. Все это приводит к тому, что коэффициент возврата К увеличивается с 70 % (т = 20 МПа) до 90 % (т = 80 МПа). Полученные при расчете результаты хорошо согласуются с экспериментом (рис. 3.24., 3.28.). Увеличение действующего при термоциклировании напряжения приводит к уменьшению интервала между температурами А% и Ан и 80 т, МПа достаточно сильно смещает Рис. 4.8. Зависимости температур Aif, А и Ан от величины внешнего напряжения т. температуру Afc в область больших температур. Таким образом, происходит расширение температурного интервала реализации" эффекта памяти формы и совмещение температурных интервалов физических и механических процессов. 4.3. Генерация и релаксация реактивных напряжений. В данном разделе представлены результаты расчета поведения модельного материала, работающего в режиме генерации и релаксации реактивных напряжений. Предварительная деформация у = 7 % была накоплена при охлаждении под напряжением 60 МПа. Далее, полагая деформацию постоянной, рассчитали тёрмоциклирование модельного материала через интервалы мартенситных превращений. При таком термосиловом воздействии в сплаве происходит генерация (во. время нагревания) и релаксация (при охлаждении) реактивных напряжений. Полученные при расчете данные (рис. 4.9.) показали, что во время нагревания генерация реактивных напряжений осуществляется в интервале обратного мартенситного превращения, однако этот процесс происходит в несколько этапов. Видно (рис. 4.9. б), что интервалы интенсивной генерации чередуются с участками, на которых изменение фазового состава вызывает слабое увеличение напряжения. Максимальная величина генерируемых в данном цикле напряжений составила 180 МПа, что хорошо согласуется с экспериментом (рис. 3.31 а). Также необходимо отметить, что при генерации напряжений происходит увеличение температурного интервала обратного мартенситного перехода.
