Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Современное состояние технологии производства сплавов Ti-Ni с эффектом памяти формы 9
1.1. Основные сведения о способах получения сплавов на основе никелида титана 9
1.2. Способы производства проволоки 11
1.3. Формирование и стабилизация функциональных свойств сплавов Ti-Ni
1.4. Термоциклическая обработка сплавов 20
1.5. Формирование псевдоупругих свойств 23
1.6. Механическая и термоциклическая долговечность 30
1.7. Задачи исследования 32
Глава 2. Получение и формирование псевдоупругих свойств и памяти формы сплавов Ti-Ni 33
2.1. Технология производства сплавов на основе никелида титана 33
2.2. Фазовый состав и функциональные свойства сплавов 38
2.3. Механические свойства сплавов с эффектом псевдоупругости 44
2.4. Формирование эффекта псевдоупругости при обычном отжиге 47
2.5. Формирование эффекта псевдоупругости при ТМО («прямом» отжиге) 50
Глава 3. Экспериментальное исследование псевдоупругости в условиях активного деформирования 59
3.1. Псевдоупругие свойства сплавов при различных температурах 59
3.2. Влияние скорости деформирования на псевдоупругость сплавов Ti-Ni 62
3.3. Влияние предварительной обработки на эффект псевдоупругости 68
3.4. Методика механического циклирования псевдоупругих сплавов 72
3.5. Механическое поведение сплавов при различных схемах циклирования 78
3.6. Модель усталостного разрушения псевдоупругой проволоки 82
Глава 4. Особенности проявления псевдоупругости и эффекта памяти формы при воздействии внешних факторов 93
4.1. Псевдоупругость в перегрузочных режимах механоциклирования 93
4.2. Псевдоупругость с частичными разгрузками 98
4.3. Ползучесть и эффект обратимой памяти формы при теплосменах 105
4.4. Долговечность сплавов при термоциклировании 114
Выводы 117
Литература 120
Приложение 133
- Формирование и стабилизация функциональных свойств сплавов Ti-Ni
- Фазовый состав и функциональные свойства сплавов
- Влияние скорости деформирования на псевдоупругость сплавов Ti-Ni
- Псевдоупругость с частичными разгрузками
Введение к работе
Открытие академиком Курдюмовым Г.В. и Хандрос Л.Г. неизвестного ранее явления термоупругого равновесия при фазовых превращениях мартенсит-ного типа [1,2] положило начало масштабному изучению термоупругого МП на таких сплавах как AuCd, AuCuZn, FeMn, FeNi, CuMn и др. привело к пониманию природы таких явлений, как псевдоупругость и память формы. Суть эффекта памяти формы заключается в неупругой деформации мартенситной фазы и ее восстановлении при нагреве до аустенитного состояния, в ходе которой происходит перестройка кристаллической решетки мартенсита в высокотемпературную матричную фазу - аустенит. Аналогичное явление, связанное с термоупругим МП, происходит при нагружении аустенита, в ходе которого протекает мартенситное превращение, обусловленное образованием мартенситных кристаллов, а при разгружении деформация упруго возвращается. В этих условиях мартенситные кристаллы ведут себя как термоупругие кристаллы. Величина упругой деформации обычно достигает четырех и более процентов [3]. Поэтому данный эффект квалифицировали как сверхупругость или псевдоупругость. Оба характерных явления - память формы и псевдоупругость — всесторонне изучаются в связи с их практическим использованием.
Значительный интерес к этим явлениям возник после опубликования в 1963 г. работы [4], в которой были описаны эффекты восстановления формы интерметаллида Ti-Ni, названного авторами как нитинол. Оказалось, что этот материал обладает способностью восстанавливать первоначальную форму даже после деформации в 6 % и развивать реактивные напряжения, достигающие предела прочности.
В настоящее время в физике мартенситной неупругости и механике деформируемого твердого тела накоплен богатейший материал по вопросам эффектов памяти формы, псевдоупругости и пластичности превращения сплавов Ti-Ni и их механическом поведении. Экспериментально установлено важней-
шее положение кристаллофизики о преимущественном развитии неупругих деформаций посредством мартенситных реакций. Доказано, что механизм мар-тенситной неупругости порождает разнообразные и сложные функциональные свойства материала, которые весьма необычны, разнообразны и до сих пор до конца не изучены.
Благодаря значительному вкладу российских ученых Лихачева В.А., Бернштейна М.Л., Хачина В.М., Пушина В.Г., Прокошкина С.Д., Волкова А.Е. и др. в изучении физики и механики явлений, присущих сплавам на основе ни-келида титана, выявились возможности реализации высокого уровня физико-механических свойств и эксплутационных характеристик. Например, совмещая силовые и деформационные свойства элементов из сплава с памятью формы, удается проектировать исключительно простые и эффективные устройства и механизмы [5].
Однако следует подчеркнуть, что если однократная реализация эффекта памяти формы, в каком-либо механизме, может быть предсказуема, то повторение циклов нагрев <-> охлаждение, обусловленное генерацией реактивных усилий, неизбежно приводит к релаксации напряжений и недовозврату заданной деформации. Здесь решение вопроса заключается в обеспечении стабильности структуры и свойств материала. Аналогичное поведение демонстрируют и элементы, реализующие эффект псевдоупругости.
Работы в этом направлении будут способствовать повышению качества выплавляемого материала и обеспечению высоких функционально-механических свойств на этапах передела слитка в проволоку. В этой связи большое внимание в данной работе было уделено разработке более совершенной технологии производства проволоки: конкурентоспособной (как товар) и структурно-устойчивой (как активный элемент), генерирующей многократно усилия и деформации в заданном интервале температур. Для этого был проведен анализ современного состояния производства проволоки, что позволило выявить недостатки и разработать эффективную технологию плавки и металлургического передела, и создать соответствующую экспериментальную базу
для оценки качества полученной продукции.
Предложенная технологическая схема производства проволоки отличается совершенством установленного оборудования, последовательностью технологических этапов со строго контролируемыми температурно-временными параметрами процесса. В частности, полный отказ от использования газонагревательных печей. Вместо них установлена щелевая электрическая печь, позволяющая удерживать строго заданную температуру и легко заводить проволоку для волочения и отжига. Впервые в технологическую цепочку получения проволоки введены новые операции, такие как шлифование поверхности проволоки, «прямой» и стабилизирующий отжиги, обеспечивающие прямолинейность проволоки и высокие свойства псевдоупругости и памяти формы. Экспериментально показана возможность повышения эффектов псевдоупругости путем предварительного механического циклирования с полными и частичными разгрузками. Выявленные особенности поведения сплавов Ti-Ni, обогащенных никелем, в перегрузочных циклах представляют большой интерес с практической точки зрения.
В результате моделирования процессов накопления повреждаемости и разрушения была показана возможность прогнозирования долговечности и работоспособности псевдоупругих элементов при механическом циклировании в широком интервале заданных деформаций. Установлены основные параметры и механизмы, определяющие скорости достижения критического значения деформации, после которой наступает разрушение. Показано удовлетворительное согласование экспериментальных данных с результатами моделирования. Приложенная в данной работе программа расчета позволяет предсказать результат при заданных параметрах механоциклирования и свойствах материала.
На основе полученных экспериментальных данных и апробированных в заводских условиях, показана возможность выбора конкретных режимов плавки и технологической обработки полуфабрикатов, направленной для производства проволоки с заданным комплексом псевдоупругих свойств и памяти формы.
Основные положения диссертации, выносимые на защиту, следующие:
Полная и эффективная технологическая схема производства полуфабрикатов и проволоки из сплавов системы Ti-Ni с величиной обратимой деформации памяти формы и псевдоупругости > 6%.
Экспериментальные результаты и физические представления о влиянии химического состава сплавов исследованной системы, температуры и скорости деформирования, пластической и термической обработки на эффекты псевдоупругости и памяти формы.
Режимы термомеханической обработки («прямого» отжига) проволоки (после волочения) в целях обеспечения ее прямолинейности и высоких свойств псевдоупругости и эффекта памяти формы.
Экспериментальные результаты механоциклической и термоциклической долговечности исследованных сплавов и полученные на их основе аналитические выражения, устанавливающие взаимосвязь между заданной деформацией (напряжением) и числом циклов до разрушения с учетом состава и структурного состояния сплавов и позволяющие оценивать работоспособность материала.
Физическая модель, описывающая накопление деформационных дефектов и разрушение псевдоупругой проволоки при механическом цитировании. Программа расчета малоцикловой усталости сплавов с псевдоупругими свойствами.
Основные результаты диссертационной работы докладывались и обсуждались на следующих конференциях и семинарах:
XIV Петербургские чтения по проблемам прочности, посвященные 300-летию Санкт-Петербурга, 2003, Санкт-Петербург;
III Международная конференция, посвященная памяти академика Г.В. Курдюмова, 20-24 сентября 2004 г., Черноголовка;
XLIII Международная конференция «Актуальные проблемы прочности», 27 сентября - 1 октября 2004, Витебск;
4. VI Международная конференция «Современные металлические мате
риалы и их использование в технике», 2004, Санкт-Петербург;
5. Международная научно-техническая конференция «Теория и технология
процессов пластической деформации - 2004», 26-28 октября, 2004, Москва;
International Conference on Martensitic Transformations, June 14-17, 2005, Snanghai, China;
XLIV Международная конференция «Актуальные проблемы прочности», 3-7 октября, 2005, Вологда;
XVI Петербургские чтения по проблемам прочности, посвященные 75-летию со дня рождения В.А. Лихачева. 14-16 марта, 2006, Санкт-Петербург;
III Евразийская научно-практическая конференция «Прочность неоднородных структур», 18-20 апреля, 2006, Москва;
10. Четвертая международная конференция «Фазовые превращения и
прочность кристаллов», посвященная памяти академика Г.В. Курдюмова, 4-8
сентября, 2004, Черноголовка;
ЕСОМАТ 2006 European Symposium on Martensitic Transformations, September 10-15, 2006, Bochum/Gennany;
45-я Международная конференция «Актуальные проблемы прочности», 25-28 сентября, 2006, Белгород.
XVII Петербургские чтения по проблемам прочности. 10-12 апреля 2007 г., Санкт-Петербург;
XLVI Международная конференция «Актуальные проблемы прочности». 15-17 октября 2007 г. Витебск, Беларусь;
V Международная конференция «Прочность и разрушение материалов и конструкций». 12-14 марта 2008 г. Оренбург;
Международная научная конференция SMST-2007, 3-7 декабря 2007, Япония, Tsucuba Sity;
Международная научная конференция ACTUATOR. Июнь 2008 г. Бремен (Германия).
Формирование и стабилизация функциональных свойств сплавов Ti-Ni
Известно [43, 44], что при термоупругом МП достигается минимум свободной энергии при некотором определенном количестве мартенсита. Разность свободных энергий фаз (AGX) мартенсита и аустенита (химическая свободная энергия) называют движущей силой МП. При образовании мартенситных кристаллов на этапе охлаждения материала (прямого МП) быстро увеличивающаяся упругая энергия становится больше свободной энергии (AGy AGx), в результате рост кристаллов прекращается. Когерентность границ решеток мартенсита и аустенита в этом случае нарушается. Эффект памяти формы частично или полностью подавляется. Однако при дальнейшем охлаждении, когда AGx AGy превращение возобновляется. Это означает, что выигрыш химической свободной энергии расходуется на образование такого структурного ансамбля, при котором упругая (запасенная) энергия является преимущественно обратимой. При последующем отогреве AGX уменьшается. Кристаллы мартенсита, уменьшаясь в размерах, могут исчезнуть полностью, в результате произойдет обратное мартенситное превращение, гистерезисная кривая замыкается (рис. 1.2). На данном рисунке приведен типичный термомеханический гистерезис термоупругого мартенситного превращения В2«-»В19 в никелиде титана. Видно, что при охлаждении под нагрузкой, реализуется прямое мартенситное превращение, но реакции В2—»В19 , а при отогреве (обратное МП) по реакции В19 В2.
Более сложные мартенситные превращения происходят в сплавах Ti-Ni, обогащенных никелем при термообработке. Например, после закалки от 800С на этапе охлаждения наблюдалось образование промежуточной ромбоэдрической фазы R-мартенсита [45]. Отжиг при температуре 500С с выдержкой более 1 ч. также приводит к появлению R-фазы. В сплавах с R-фазой неупругое поведение при МП, как показано на рис. 1.2, реализуется в последовательности В2— R— В19 . Первой особенностью такого поведения является двухстадийный характер накопления и возврата деформации. Второй особенностью является относительно легкое развитие мартенситной реакции. При температуре ниже TR проявляется эффект пластичности превращения, а при отогреве наблюдается почти полное восстановление формы. Однако следует иметь в виду, что в сплавах, обогащенных никелем, не всегда имеет место двухстадийный переход. Все зависит от вида обработки. При этом если даже наблюдается двухстадийность, то она чаще всего есть только на этапе прямого МП, а на обратном, как правило, последовательность превращения В19 — В2. Свойства памяти формы вследствие этого незначительно, но снижаются.
Наиболее важной особенностью термоупругого МП является эффект памяти формы [46]. Изменения микроструктуры в цикле нагрев - охлаждение таковы, что исчезновение мартенситных кристаллов происходит в обратном порядке их появления: первые появившиеся при охлаждении кристаллы мартенсита исчезают последними при нагревании. В режимах циклического изменения температуры или нагрузки микроструктурные изменения повторяются.
При использовании сплавов с памятью формы в качестве конструкционных элементов возникает необходимость запоминать заданную форму и ее каждый раз воспроизводить при отогреве. С этой целью рабочие элементы из сплава с ЭПФ подвергаются определенному виду термической обработки. Наиболее распространенным является отжиг защемленной детали при 400-500С с выдержкой от нескольких минут до нескольких часов [26]. В работе [49] дан анализ свойств памяти формы для обедненных по никелю сплавов Ti-Ni. В частности, после нагрева до 400С с выдержкой 1 ч. металл приобретает способность восстанавливать свою форму при противодействии значительной нагрузки. Однако этот положительный эффект приводит к смещению температур начала и окончания обратного МП (А„, Ак). У сплава, термообработанного при 500С, отмечается хорошая способность к восстановлению формы и низкий уровень фазовой текучести (примерно при температуре Ms), позволяющий деформировать сплав с меньшими усилиями и реализовать при отогреве эффект памяти формы под напряжением. Однако в случае больших противодействующих напряжений происходит уменьшение ЭПФ или даже полное его подавление. По мере повышения температуры отжига накопление деформации усиливается в направлении нагрузки, которое затем сменяется стадией полного восстановления деформации на этапе отогрева. Обращается внимание на то, что чем ниже температура обработки ( 500С), тем больше циклическая долговечность. Но здесь нельзя забывать о том, что величина восстанавливаемой деформации в этом случае заметно уменьшается.
Сплавы Ti-Ni, обогащенные никелем, относятся к стареющим сплавам [45, 53] в связи с выделением фаз типа Ti-Ni3 Ti2Ni3 преимущественно гетерогенно в виде грубых включений. Поэтому термообработка для задания памяти формы включает закалку, для получения твердого раствора при 800-1000С с охлаждением в ледяной воде и последующим старением при 400С в течение 1 ч. По мнению авторов данной работы, указанный вид обработки способствует возврату больших деформаций при нагреве. Иной взгляд на эту проблему изложен в работе [54], где основной эффект аналогичной термообработки, в основном, отражается на механических свойствах сплава (рис. 1.3 - 1.5), а не на величине памяти формы. Например, для создания благоприятных механических свойств никелида титана, обогащенного никелем, была осуществлена закалка при 900С в воде и отпуск при температурах 300-700С.
Фазовый состав и функциональные свойства сплавов
Все сплавы на основе никелида титана, обладающие эффектами памяти формы и псевдоупругости, претерпевают обратимое мартенситное превращение, характеризуемое температурным гистерезисом. В этих сплавах вблизи температур МП исходная решетка приобретает неустойчивость и становится возможным мартенситный переход. В сплавах Ti-Ni высокотемпературная ау-стенитная фаза (В2), представляющая собой кубическую ОЦК-решетку, упорядоченную по типу CsCl, превращается в низкотемпературную мартенситную фазу (В 19 ) - орторомбическую с моноклинным искажением. Фазовый переход по типу В2— В19 при охлаждении ниже Мн осуществляется с образованием моноклинного В19 мартенсита - внутренне двойникованного [46]. Такая последовательность МП характерна для сплавов Ti-Ni эквиатомного состава.
В сплавах, обогащенных никелем, псевдоупругость наблюдается при образовании мартенсита напряжения при температуре ниже Md, когда возникший деформационный мартенсит после удаления нагрузки оказывается термодинамически нестабильным. В результате накопленная деформация при нагружении исчезает при разгрузке. Повторение циклов нагружение -» разгрузка характеризуется набором гистерезисных кривых. При полном псевдоупругом возврате деформации происходит замыкание гистерезисных петель.
Фазовый состав полученных сплавов определялся рентгенографически на установке ДРОН-2 в отфильтрованном излучении кобальта. Наклепанную и окисленную поверхность образцов механически сошлифовывали и химически (реактив 1HF + ЗНМЭз + 6Н2О) сполировывали. На дифрактограмме (рис. 2.2) наблюдается только одна линия высокой интенсивности (ПО), соответствующая аустенитной фазе В2 сплавов Ті—50,6 ат%№ и Ті-(50,8-50,9) ат%М. В сплавах равноатомного состава и обогащенных никелем Ті—50,2 ат%№ мартен-ситные превращения протекают в области положительных температур. Это обстоятельство облегчает процедуру рентгеновского анализа структуры сплава с эффектом памяти формы. На рис. 2.3, 2.4 приведены рентгенограммы, снятые в области температур окончания прямого мартенситного превращения (Мк).
На дифрактограммах четко выявляются мартенситные фазы В19 . В сплавах, обогащенных никелем, отражение от плоскости (111) более сильное по сравнению с эквиатомным составом. В сплавах Ті—50 ат%№ заметное увеличение полуширины отражения В19 фазы на углах 29 = 48, 50 град. Однако в обоих сплавах на углах 29 « 50 град, наблюдается расщепление отражения (ПО) В2-фазы, связанное с превращением в R-мартенсит. Перестроение доменов в R-фазу приводит к повышению обратимости мартенситного перехода B2 -»R, сопровождающегося почти полным восстановлением формы.
Термообработка проводилась в муфельной печи, пластическое деформирование осуществлялось на двухвалковом прокатном стане. Промежуточный отжиг включал выдержку при 600С в течение 5 мин. для снятия внутренних напряжений, созданных прокаткой.
Исследовались два режима: прокатка вхолодную при T Ms до є0бж. = Ю% и прокатка вхолодную до єобж= 30% с промежуточными отжигами после каждого прохода. Влияние последующих отжигов на критические точки МП показано на рис. 2.5. Видно, что отжиг сплавов при 300С вызывает заметное снижение температур МП, по сравнению с исходным состоянием.
В сплавах эквиатомного состава переход из неупорядоченного состояния в упорядоченное (ОЦК-решетку) более затруднен вследствие возникновения несовершенств, препятствующих мартенситному превращению. В этом случае для реализации МП требуются большие затраты тепловой энергии. Это демонстрируют и полученные данные (рис. 2.56), свидетельствующие о повышении температур МП с увеличением температуру отжига.
Способность сплавов испытывать формоизменение только по каналам обратимой деформации оценивали по коэффициенту степени возврата деформации при отогреве к = 8ЭПФ / Єпр, гДе ЄПР _ предварительная деформация. Представленные на рис. 2.6 кривые показывают, что с повышением температуры отжига величина эффекта памяти формы вначале возрастает, достигая максимального значения при 420С, затем снижается. Такой характер изменения ЭПФ проявляется на обоих сплавах независимо от вида обработки.
Следует отметить, что пластическое деформирование (30%) с промежуточными отжигами способствует обратимому формоизменению. Этот эффект можно связать с релаксацией ориентированных микронапряжений механического происхождения, созданных в процессе пластического деформирования. В результате нагрев сплавов, прошедших такую обработку, вызывает полный возврат деформации. В сплавах Ti-Ni эквиатомного состава из-за механического наклепа эффект памяти формы подавляется (рис. 2.6) и не только при больших значениях предварительной деформации. Это обусловлено, как отмечалось в работе [46], активизацией необратимых носителей деформации, прежде всего дислокаций. В результате этого наблюдается и смещение температур МП в область повышенных температур (см. рис. 2.5).
Влияние скорости деформирования на псевдоупругость сплавов Ti-Ni
Систематические исследования влияния скорости деформирования на эффект псевдоупругости сплавов Ti-Ni в литературе отсутствуют. Имеются сведения [87], полученные на других сплавах (AuCd, FeAl, Cu-Zn-Si). Показано, что механические свойства сплавов во многом определяются скоростью нагруже-ния [67]. При этом есть доказательства о существенном влиянии скорости деформации на характеристики псевдоупругости. В частности, утверждается, что практически во всех случаях при увеличении скорости деформирования ( є ) наблюдается возрастание, а при понижении - подавление псевдоупругости [46]. Последнее обстоятельство связывается с релаксационными процессами в результате разогрева образцов при повышении скорости деформирования. Однако этих сведений недостаточно для прогнозирования характера механического поведения и совершенствования псевдоупругости. Здесь представлены результаты исследования псевдоупругости и механических свойств сплавов Ti-Ni при различных скоростях нагружения.
Опыты проводились на проволочных образцах d = 1мм сплава Ті-50,67ат% Ni, с температурами мартенситных превращений Mf= (-52) С, Ms = (- 43) С, TR = (-22) С, As = (- 18) С , Af = (- 8)C. Деформирование образцов осуществлялось на разрывной машине FPZ-1.0. Все испытания проводились при комнатной температуре. Скорость нагружения (V) изменялась в пределах от 0,8 до 40 мм/мин.
На рис. 3.3 приведены диаграммы растяжения исследуемого сплава. Видно, что при скоростях растяжения 0,8 и 1,5 мм/мин наблюдаются типичные для псевдоупругих сплавов диаграммы. Обе диаграммы практически одинаковы как по значениям механических свойств, так и по длине платообразного участка фазовой текучести. Небольшой наклон платообразного участка при V — 1,5 мм/мин обусловлен, надо полагать, появлением дислокационной микропластической деформации вследствие торможения обратимых носителей границами зерен. Диаграммы деформирования при более высоких скоростях заметно отличаются. На всех платообразных участках диаграмм появляется «зубчатость», связанная с возникновением упругих двойников [46], выявлялась и на сплавах AgCd [126]. Упрочнение на участке фазовой текучести отсутствует. Здесь следует обратить внимание на очень малую величину деформации платообразного участка (3-4)%. При увеличении скорости деформации наблюдаются две стадии деформационного упрочнения.
На первой стадии медленно нарастающее напряжение на участке фазовой текучести свидетельствует о фазово-упрочняющем течении. Интенсивность упрочнения невысокая. Прямым доказательством этого являются низкие значения коэффициента деформационного упрочнения (41-Мб МПа/%). При переходе от первой стадии ко второй коэффициент деформационного упрочнения () возрастает. Здесь двойниковый и мартенситный каналы неупругости по данным [2] завершают свое развитие. Вполне очевидно, что при значительных напряжениях на второй стадии преобладает механизм дислокационного упрочнения, обусловленный возникновением плоских скоплений дислокаций, задерживающих движение межфазных границ. Эти события приводят к стабилизации структуры сплава и исчезновению движущих сил возврата.
Вследствие этого на этапе разгрузки, как правило, фиксируется недовоз-врат псевдоупругой деформации. Обращает на себя внимание то, что степень деформационного упрочнения сплава заметно выше при низких скоростях деформирования, чем при высоких. Например, при S = 1,3 % с _1 (V = 40 мм/мин) коэффициент деформационного упрочнения , = 83 МПа / %, а при = 2,7-10""" % с (V = 0,8 мм/мин) = 163 МПа / %. По-видимому, существует тесная связь между увеличением скорости деформации и температурой. Наши измерения, в частности, показали, что деформация со скоростью 0,66 % с _ повышает температуру образца на 10 - 12С. Изменение температуры приводит к снижению критического напряжения сдвига и уменьшению, в связи с этим, коэффициента деформационного упрочнения. Значение предела фазовой текучести сплава с повышением скорости деформации закономерно возрастает. Вероятно, это связано с увеличением силы сопротивления решетки сдвигу.
В работе [44] отмечается, что в металлах с ОЦК структурой сопротивление скольжению на высоких скоростях деформации связано с внутренним трением при движении дислокаций. Вследствие этого силы механического происхождения при затрудненном движении доменных и двойниковых границ оказываются недостаточными, чтобы вызвать псевдоупругое восстановление формы. Поэтому разгрузка на первой стадии деформационного упрочнения, как правило, не приводит к полному псевдоупругому возврату. На малых скоростях нагружения остаточная деформация составляет около 0,5 %, в то время как при более высоких скоростях больше 1,0 % (рис. 3.4). Наиболее выраженный характер псевдоупругого возврата имеет место на меньших скоростях деформирования. Такое поведение связано с фазовым каналом деформации, когда рост мартенситных кристаллов в отсутствие межфазных границ происходит беспрепятственно.
Псевдоупругость с частичными разгрузками
Псевдоупругости с частичными разгрузками в литературе не отводится должного внимания. Лишь в работе [118] приведены диаграммы псевдоупругости при последовательном увеличении деформации на этапе нагружения (растяжение с изгибом г разгрузка). Однако этот вариант ничего общего с частичными разгрузками не имеет, поскольку даже на малой базе деформации (є 1%) разгрузка завершается полностью, а не частично. Кстати, общий характер накопления деформаций при механическом циклировании согласуется, в целом, с результатами наших исследований при различных схемах нагружения и разгрузки.
Лихачев В.А. [122] не представляет экспериментальных данных по псевдоупругости с частичными разгрузками, но приводит диаграмму деформационного поведения материала при частичных разгрузках по результатам выполненных расчетов, используя структурно-аналитическую теорию прочности, ав тором которой он сам является. Действительно, частичные разгрузки имеют место и качественно отражают опытные данные, но кривая разгрузки замыкает петли частичных разгрузок. Такой результат расчета никогда не реализуется в эксперименте. Это, видимо, связано с отсутствием опытных данных, либо с несовершенством используемой модели расчета. Однако следует отметить, что сверхупругие элементы в реальных условиях могут испытывать небольшие (частичные) деформации с моментальным ее возвратом и многократным повторением этих циклов. Тогда неизбежно возникает вопрос, как эти события отражаются на способности материала восстанавливать форму и противостоять разрушению. Ниже анализируются результаты экспериментальных исследований.
Экспериментально показано (рис. 4.1), что при достижении фазового предела текучести материал деформируется неупруго, через механизм мартенсит-ных реакций. При снятии нагрузки происходит полный или неполный возврат деформации, наведенной превращением. Упругий возврат деформации на этапе разгружения связывается с проявлением эффекта псевдоупругости.
Представленные диаграммы напряжение - деформация отражают поведение сплава в условиях полной разгрузки при заданной деформации (рис. 4.1а). Тогда как диаграммы с частичными разгрузками существенно отличаются от указанных. Нагружение через определенный интервал деформации сменяется разгружением. В частности, на рис. 4.46 показаны частичные разгрузки через один процент деформации. Здесь характер поведения отличается тем, что на каждом малом цикле превращения аустенит - наведенный мартенсит охватывает лишь часть всего объема материала. Поэтому повторяя неполные циклы многократно, фазовое превращение будет реализовано во всем объеме материала, порождая на каждом (малом) этапе микродеформации, сумма которых вызывает макроскопическую деформацию образца, значительно большую по сравнению с однократным циклом нагружение - разгрузка.
Следствием этих трансформаций является возрастание псевдоупругой деформации, определяемой величиной платообразного участка (єпл), которая растет, достигая 10 % (рис. 4.46). Такие условия создаются при отсутствии существенного упрочнения на этапе нагружения [96]. Экспериментально показано (рис. 4.5а), что после отжига (500С, 10 мин.) на платообразном участке, судя по наклону кривой нагружения, имеет место некоторое упрочнение. Такой характер, видимо, обусловлен деформационным двойникованием, либо сопротивлением движения границ между различными вариантами мартенсита. В результате этого деформирующее напряжение возрастает, что и показывает опыт. С повышением температуры отжига до 600С и выдержкой с 3 мин. до 5 мин. упрочнение на платообразном участке минимальное. Возможно, это объясняется более глубокой релаксацией напряжений и началом процесса рекристаллизации. Диаграмма псевдоупругости в результате этого приобретает более совершенный вид (флажковый).
Псевдоупругий возврат после частичных разгрузок усиливается на больших базах деформации. Так, если после «прямого» отжига максимально достижимая величина деформации платообразного участка составляет 6-7 %, то после частичных разгрузок на платообразном участке, а иногда с переходом на участок деформационного упрочнения (перегрузочный режим) псевдоупругость повышается. Деформация псевдоупругого возврата достигает 8-9 % (рис. 4.6 а, б). Обращается внимание также на то, что одновременно с усилением способности материала к псевдоупругости наблюдается высокая воспроизводимость эффекта при повторении циклов нагружение - разгрузка. Причиной этому является стабилизация эффекта псевдоупругости. Возвращаемая деформация при разгрузке остается на одном уровне и не меняется с нарастанием числа циклов. По-видимому, в образцах, прошедших этап нагружения с частичными разгрузками, формируется устойчивая структура, демонстрирующая практически полный псевдоупругий возврат.
Эти данные показывают, что частичные разгрузки активизируют мартенсит-ный канал неупругости, который начинает действовать на каждом неполном цикле, не завершая своего развития. Интегрально, при нагружении, происходит накопление фазовой макроскопической неупругой деформации. В результате платообразный участок фазовой текучести увеличивается, как было показано ранее (рис. 4.4).
Кинетика мартенситного превращения при частичных разгрузках может быть связана с различным характером превращения. Например, с увеличением количества мартенсита за счет роста ранее образовавшихся, как это происходит при непрерывном нагружении сплава. Последовательное развитие мартенсит-ных каналов неупругости в микрообъемах сплава, является следствием увеличения упругих напряжений на границах образовавшихся кристаллов мартенсита. В результате возможен «срыв» когерентности, при котором превращение будет развиваться за счет образования новых кристаллов. Следствием этого будет иметь место макроскопическая деформация, реализованная при нагружении с частичными разгрузками. После нагружения возникший мартенсит оказывается неустойчивым и испытывает тенденцию к перестройке в исходную фазу аустенита и возврату деформации при разгрузке.
Механоциклирование образцов после частичных разгрузок по схеме одностороннего (асимметричного) изгиба приводит к снижению фазового предела текучести, совершенствованию псевдоупругости и повышению долговечности.
