«Механические свойства материалов с эффектом памяти формы при сложном температурно-силовом воздействии и ортогональном нагружении Монография Ухта 2010 ББК 22.251 УДК 539.4.014 М 55 Авторский коллектив: Андронов И. Н., ...»

Федеральное агентство по образованию

Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования

Ухтинский государственный технический университет

(УГТУ)

Механические свойства материалов с эффектом памяти формы

при сложном температурно-силовом воздействии и

ортогональном нагружении

Монография

Ухта 2010 ББК 22.251 УДК 539.4.014 М 55 Авторский коллектив:

Андронов И. Н., Богданов Н. П., Вербаховская Р. А., Северова Н. А.

ISBN 978-5-88179-597-9 Механические свойства материалов с эффектом памяти формы при сложном термературно-силовом воздействии и ортогональном нагружении [Текст] :

монография / под ред. И. Н. Андронова. – Ухта : УГТУ, 2010. – 191 с.

Монография представляет одно из важнейших научных направлений в области изучения фундаментальных свойств сплавов с новыми функциональномеханическими свойствами.

В ней отражены результаты экспериментальных исследований влияния истории предварительного термомеханического воздействия, вида напряженного состояния и характера задания предварительной деформации на функционально-механическое поведение материалов при термоциклировании через интервалы мартенситных переходов, а также механического поведения при ортогональном нагружении и механоциклировании в изотермичеких условиях.

Разработана система методов термосилового воздействия на материалы с целью эффективного управления их деформационными и энергетическими характеристиками в условиях реализации циклической памяти формы при сложном напряженном состоянии.

Монография предназначена для аспирантов и докторантов по специальности 01.02.04 «Механика деформируемого твёрдого тела».

Монография рекомендована к изданию научно-техническим советом Ухтинского государственного технического университета.

Рецензент: Гаврюшин С. С. – профессор кафедры прикладной механики ГОУ ВПО Московский государственный технический университет им. Н. Э. Баумана, д.т.н.

© Ухтинский государственный технический университет, © Андронов И. Н., Богданов Н. П., Вербаховская Р. А., Северова Н. А., ISBN 978-5-88179-597- Оглавление Введение

Глава 1. Особенности функционально–механического поведения материалов с мартенситным механизмом неупругости

1.1 Общие сведения о материалах с обратимыми мартенситными переходами

1.2 Пластичность превращения в материалах с ОМП

1.3 Явление памяти формы

1.4 Обратимая (многократно обратимая) память формы металлов в свободном состоянии

1.5 Обратимая память формы, реализуемая в нагруженном состоянии (циклическая память формы)

1.6 Мартенситная неупругость материалов, инициированная сложными температурно-силовыми условиями нагружения

1.7 Способы производства механической работы с помощью мартенситных двигателей

1.8 Влияние термоциклирования и термомеханической обработки на эффект обратимой памяти формы и другие свойства МН материалов...... Глава 2. Постановка научной проблемы и методика экспериментальных исследований

2.1 Основные направления исследований

2.2 Методика экспериментальных исследований

Глава 3. Влияние истории термомеханчнического нагружения на обратимое формоизменение никелида титана

3.1 Поведение сплава ТН-1 в условиях кручения при термоциклировании под постоянной нагрузкой

3.1.1 Обратимое формоизменение в сплаве ТН–1при термоциклировании через интервалы мартенситных переходов под постоянными напряжениями при нагревании и охлаждении

3.1.2 Влияние предварительной термомеханической обработки на характеристики обратимого формоизменения при термоциклировании через интервалы мартенситных переходов под постоянными нагрузками

3.1.3 Обратимая память формы и термоциклический возврат деформации в сплаве ТН-1 в свободном состоянии после термомеханической обработки при постоянных напряжениях нагрева и охлаждения.................. 3.2 Поведение сплава ТН-1 в условиях кручения при термоциклировании под нагрузкой при охлаждении и в свободном состоянии при нагревании

3.2.1 Обратимое формоизменение в сплаве ТН-1 при термоциклировании под постоянным напряжением при охлаждении и в не нагруженном состоянии при нагревании

3.2.2 Влияние термомеханической «тренировки» на эффекты мартенситной неупругости при охлаждении под нагрузкой и в не нагруженном состоянии при нагревании

3.2.3 Обратимое формоизменение в сплаве ТН–1 в свободном состоянии после термоциклироваания под постоянным касательным напряжением при охлаждении

3.3 Обратимое формоизменение в сплаве ТН–1при термоциклировании под постоянным моментом сил на этапе нагревания и в разгруженном состоянии на этапе охлаждения

3.3.1 Влияние предварительной термомеханической тренировки на характеристики обратимого формоизменения под постоянным касательным напряжением при нагревании

3.3.2 Обратимое формоизменение в сплаве ТН–1 в разгруженном состоянии после термоциклирования под постоянным касательным напряжением при нагревании

Глава 4. Работоспособность сплавов с каналами мартенситной неупругости в условиях производства механической работы

4.1 Влияние осевого деформирования на работоспособность никелида титана в условиях кручения

4.2 Влияние кручения на работоспособность никелида титана при растяжении

4.3 Влияние вида напряженного состояния на поведение никелида титана в условиях производства механической работы

4.4 Влияние температурно-силового режима термомеханического воздействия на энергоемкость никелида титана

4.4.1 Энергоемкость никелида титана после термоциклирования под напряжениями, кратными рабочим

4.4.2 Энергоемкость никелида титана после обработки под постоянными напряжениями нагрева и охлаждения

Глава 5. Циклическая память формы при сложном нагружении.......... 5.1 Циклическая память формы и термоциклическая ползучесть сплава Mn–37,5%ат.%Cu в условиях сложного нагружения

5.2 Влияние термомеханической «тренировки» на характеристики циклической памяти формы и термоциклической ползучести

5.3 Мартенситная неупругость никелида титана, инициированная изотермическими догрузками в мартенситном и разгрузками в аустенитном состояниях

5.4 Эффекты мартенситной неупругости при механоциклировании.. 5.4.1 Мартенситная неупругость в сплавах Cu-12,5%Al-4,5%Mn и Mn-16%Cu инициированная растяжением и сжатием

5.4.2 Мартенситная неупругость никелида титана при механоциклировании

5.5 Особенности осевого деформирования при кручении материалов с каналами мартенситной неупругости

Глава 6. Теоретическое описание поведения материалов с каналами мартенситной неупругости при термоциклировании под нагрузкой.... 6.1 Описание эволюции обратимого формоизменения для необработанного материала с эффектами памяти формы при термоциклировании под нагрузкой

6.2 Описание эволюции обратимого формоизменения для материала с эффектами памяти формы, прошедшего предварительную термомеханическую обработку, при термоциклировании под нагрузкой.... Заключение

Список основных обозначений и сокращений

Библиографический список

В настоящее время хорошо известен широкий класс материалов, обладающий обратимыми мартенситными переходами (ОМП). К ним относятся сплавы на основе Ti–Ni, Mn–Cu, Cu–Zn, Cu–Al, Fe–Mn и другие. С полной уверенностью можно сказать, что указанные материалы занимают особое место в физике твердого тела, физическом материаловедении и механике деформируемого твердого тела (МДТТ), так как им характерен целый ряд уникальных нетрадиционных физико-механических свойств, выделяющих их из класса обычных конструкционных металлов и сплавов. К этим свойствам относится способность материала восстанавливать большие неупругие деформации до 10-15% при изменении температуры или изотермической разгрузке. В литературе отмеченные явления более известны как эффекты памяти формы (ЭПФ) и псевдоупругости (ПУ) [1].

Названным материалам характерен и ряд других эффектов, таких как: обратимая память формы (ОПФ) – обратимое изменение деформации при теплосменах; эффект реверсивной памяти формы (ЭРПФ) – реверсивное, т. е.

знакопеременное изменение деформации при нагревании; пластичность прямого превращения (ППП) – накопление деформации в сторону внешней нагрузки при охлаждении в интервале прямого мартенситного перехода; циклическая память формы (ЦПФ) – обратимое формоизменение при термоциклировании в нагруженном cостоянии и другие явления.

Перечисленные свойства можно обобщить одним термином – мартенситная неупругость (МН). В целом явления мартенситной неупругости достаточно хорошо изучены, однако большинство экспериментальных данных получены для простых видов нагружения – кручение, растяжение [1]. Вышеупомянутые уникальные свойства материалов с ОМП дают возможность использовать их в различных областях техники: в космонавтике, машиностроении, медицине и т. д. [2-5]. В частности, они могут быть использованы в элементах исполнительных силовых механизмов сложного функционального назначения, мартенситных двигателях, тепловых реле, в строительных конструкциях и в ряде других инженерно-технических направлений.

Разнообразное функциональное назначение таких элементов обуславливает возникновение в них сложного напряженного состояния, что позволяет говорить об актуальности проблемы исследования механического поведения материалов при сложных температурно-силовых воздействиях в условиях проявления МН, так как информации о таких исследованиях в научной литературе имеется недостаточно [1, 6], а именно:

• нет данных о влиянии вида напряженного состояния на поведение материалов в условиях проявления мартенситной неупругости при реализации • отсутствуют систематические экспериментальные исследования о влиянии термомеханической обработки на энергетические характеристики материалов;

• недостаточно изучены свойства мартенситной неупругости, инициированные изотермическим деформированием материала;

• недостаточно изучены физико-механические свойства материалов с памятью формы в условиях проявления ЦПФ.

Без ответа на поставленные вопросы невозможно эффективно использовать материалы с ОМП в устройствах и механизмах сложного функционального назначения. Обычные приемы МДТТ, справедливые при решении задач теории упругости, пластичности, ползучести для сложного напряженного состояния [7-32] и при деформировании по многозвенным траекториям нагружения [7, 8, 23, 33-42], часто оказываются малоэффективными при решении аналогичных задач для материалов с МН. Это связано с тем, что в названных материалах наряду с обычными упругими и дислокационными каналами деформаций всегда присутствуют и деформационные каналы, обусловленные мартенситными фазовыми переходами первого или второго рода. Неупругие деформации, инициированные мартенситными реакциями, могут на порядок превосходить упругие и дислокационные.

Существующие физические теории мартенситных переходов хоть и проясняют кинетику образования, роста мартенситной и аустенитной фаз, однако не дают возможности описания этих явлений на языке напряжений и деформаций [43, 44]. Надежного физико-механического аппарата для описания свойств материалов с МН в терминах инженерной механики до недавнего времени не было. И лишь в последние 10-12 лет с появлением структурно-аналитической теории прочности Лихачева В. А. – Малинина В. Г. [45-51] возникла возможность адекватно описывать поведение материалов в условиях проявления МН.

На базе указанной теории разработан прикладной феноменологический подход для решения некоторых задач сопротивления материалов [52]. Есть и удачные попытки решение задач для сред с МН с позиций классической МДТТ [53].

Все выше изложенное, позволяет выделить проблему исследования “Механического поведения материалов при сложных температурно-силовых воздействиях в условиях проявления МН”, в самостоятельную проблему МДТТ, от успешного решения которой зависит не только дальнейшее развитие методов механического описания свойств материалов с МН, но и эффективное использование указанных материалов в устройствах и механизмах сложного функционального назначения.

Данная работа явилась результатом решения проблемы создания экспериментальных основ механики сред с мартенситной неупругостью. Для этого необходимо было выполнить всестороннее систематическое экспериментальное исследование явлений MH, определить влияние вида напряженного состояния и сложных последовательностей задания предварительной деформации на особенности механического поведения материалов в условиях проявления МН.

В связи с этим была создана экспериментальная методика, позволяющая проводить всесторонние экспериментальные исследования явлений MH как в изотермических, так и неизотермических условиях [54] в следующих направлениях:

1) исследование ОФИ при различных режимах термосилового воздействия при термоциклировании под нагрузкой и в свободном состоянии;

2) исследование энергетических характеристик сплавов с памятью формы в условиях производства механической работы;

3) исследование свойств МН в условиях проявления ЦПФ при сложном напряженном состоянии;

4) разработка феноменологической модели, позволяющей аналитически описывать эволюцию обратимого формоизменения материалов с каналами МН при термоциклировании под нагрузкой, в том числе и после предварительного термомеханического воздействия.

В работе обобщены данные экспериментальных исследований, проведенных сотрудниками Ухтинского государственного технического университета на базе лаборатории кафедры «Сопротивление материалов и деталей машин».

Авторы выражают глубокую благодарность и признательность коллективу и администрации Ухтинского государственного технического университета, где были получены основные результаты работы.

Глава 1. Особенности функционально-механического поведения материалов с мартенситным механизмом неупругости В данной главе выполнен краткий ретроспективный анализ основных литературных данных, посвященных описанию поведения материалов в условиях проявления МН. Показано, что при циклическом изменении температуры основные физико-механические свойства материалов заметно меняются, демонстрируя аномалии свойств вблизи характеристических температур мартенситных переходов (ХТМП). Рассмотрено поведение материалов в условиях реализации: ППП, ЭПФ, ОПФ, ЦПФ, ДОП. Рассмотрена мартенситная неупругость материалов, инициированная сложными температурно-силовыми условиями нагружения. Описаны способы производства механической работы в моделях мартенситных двигателей. Приведены экспериментальные примеры инициации основных свойств МН путем бароциклирования. Рассмотрены некоторые способы влияния на механические свойства материалов путем термомеханической обработки (ТМО). Приведены примеры инициации мартенситных переходов ударными нагружениями. В этой главе использованы данные работ [1, 6, 45-50, 55-134].

1.1 Общие сведения о материалах с обратимыми мартенситными В ранних работах Г. В. Курдюмова и Хандроса Л. Г. было установлено, что в сплаве Cu–Sn [97, 98] при нагревании и охлаждении могут наблюдаться бездиффузионные фазовые переходы. Для них характерны следующие особенности: большая скорость процесса, количество образовавшейся фазы определяется только температурой и не зависит от скорости изменения последней, высокая скорость образования зародышей, прекращение образования зародышей при остановке процесса. Исследования на металлографическом микроскопе сплава Cu–Sn [98] показали, что определенной температуре соответствует вполне конкретный структурный рельеф. Закономерным было следующее: кристаллы новой фазы, появляющейся при охлаждении последними, исчезали при нагревании первыми. Чередование охлаждения и нагревания приводило к тому, что морфологический рельеф демонстрировал полностью обратимое изменение.

В настоящее время такие фазовые переходы известны в литературе как обратимые мартенситные переходы (ОМП). Металлам и сплавам, обладающим ОМП, характерен целый ряд уникальных свойств.

Во-первых, они способны демонстрировать изменение фазового состава при циклических теплосменах. На рис. 1.1 схематически представлена зависимость концентрации мартенситной фазы от температуры.

Рис. 1.1 – Схема температурной зависимости содержания мартенситной фазы при прямом и обратном мартенситных превращениях (стрелками обозначено направление изменения температуры МН и МК – начало и конец прямого мартенситного перехода, АН и АК – начало и конец обратного мартенситного перехода) При охлаждении сплава в интервале температур от АК до МН процентное содержание мартенситной фазы равно нулю, сплав находится в так называемом аустенитном состоянии. После достижения температуры МН – начала прямого мартенситного перехода, начинается выделение мартенситной фазы, которое заканчивается при температуре МК – конца прямого мартенситного превращения. При последующем нагревании металл находится в мартенситном состоянии вплоть до температуры АН – начала обратного мартенситного перехода, а при достижении температуры АК – конца обратного мартенситного перехода, процесс заканчивается, т. е. весь материал переходит в аустенитное состояние.

Для реальных ОМП М – Т диаграмма рис. 1.1 не имеет ярко выраженных изломов в точках, соответствующих МН, МК, АН, АК. Истинному ходу диаграммы отвечают в данном случае пунктирные линии на рис. 1.1.

Описанное выше свойство обратимого изменения фазового состава приводит к тому, что при нагревании материал способен демонстрировать восстановление прежней формы, т. е. ЭПФ, а при охлаждении накопление деформации в обратном направлении – ППП. Указанные явления будут рассматриваться ниже. Важной особенностью материалов с ОМП является то, что они, как правило, демонстрируют нелинейные зависимости большинства физикомеханических характеристик от температуры, причем им характерен ярко выраженный температурный гистерезис.

На рис. 1.2 даны зависимости удельного сопротивления от температуры [121]. Как видно из хода кривых, зависимости представляют довольно сложные гистерезисные петли, вид которых, вообще говоря, зависит от состава материала. В целом сложный характер температурных зависимостей сопротивления предопределяется, видимо, рядом причин, которые ниже обсуждаться не будут.

Отметим только, что методика измерения электрического сопротивления широко используется при изучении мартенситных переходов, в частности, при определении характеристических температур мартенситных переходов [121, 122].

Рис. 1.2 – Температурные зависимости удельного электросопротивления для сплавов 50Ti-49Ni-1ат.%Fe (1), 50Ti-47Ni-3ат.% Fe (2), 50 Ti-47Ni-3ат.% Fe (3).

Естественно ожидать, что в материалах с ОМП и другие физикомеханические характеристики сложным образом зависят от температуры. Анализ дилатограмм из работы [106] позволяет заключить, что и коэффициент линейного температурного расширения сложным образом зависит от температуры (рис. 1.3).

Рис. 1.3 – Дилатограмма (зависимость относительного удлинения от В пользу этого так же свидетельствуют и данные другой работы [92]. Как видно из рисунка 1.4, зависимость – Т даже качественно неоднозначна, ее вид существенно зависит от компонент, входящих в сплав.

Рис. 1.4 – Температурная зависимость коэффициента линейного температурного расширения сплавов Fe–26ат.% Pt (1); 48,9 Ti–3,4Ni–15,7ат.%Pd (2);

49Ti–43,5Ni–7,5ат.%Pd (3); 49Ti–47,5Ni–3,5ат.%Pd (4) [92] Наряду с указанными свойствами металлы с ОМП демонстрируют очень сильную и сложную зависимость упругих постоянных от температуры [133, 135] (рис. 1.5).

Рис. 1.5 – Температурные зависимости модуля Юнга для сплава При нагревании на 100 К модуль Юнга может изменяться в 1,5-2 раза.

В обычных материалах изменение температуры на 100 К приводит к изменению модуля Юнга на 3-5%. В качестве примера на рис. 1.6 представлена зависимость модуля сдвига от температуры для марганцемедных сплавов [55].

Рис. 1.6 – Зависимости модуля сдвига от температуры при обратном и прямом В реальных инженерных расчетах чаще всего используются механические характеристики, найденные из – диаграмм: предел текучести – Т, предел прочности – В, максимальная осевая деформация – max. Большой интерес представляет – диаграммы для материалов с ОМП. Для них обнаруживается целый ряд уникальных свойств, не характерных обычным металлам. Это способность демонстрировать, так называемый, сверхупругий или псевдоупругий возврат деформаций до 10% и более при разгрузке в изотермических условиях [130].

Способность к псевдоупругому возврату деформации у большинства материалов зависит от температуры деформирования. Как правило, величина псевдоупругого возврата растет с температурой деформирования и максимальна при температуре выше АК.

Сказанное подтверждают экспериментальные данные представленные, на рис. 1.7 [129].

Рис. 1.7 – Кривые нагружения монокристаллов Cu–Zn–Sn [108] Такое поведение легко объяснить, исходя из следующих представлений:

при деформировании материала при Т > АК в сплаве возникает мартенситная структура, созданная напряжением – мартенсит напряжения. Характерно то, что деформация, которую приобретает образец, обусловлена перемещением или переориентацией мартенситных пластин. После снятия нагрузки термодинамически нестабильный при данной температуре мартенсит исчезает, что приводит к полному восстановлению деформации.

При деформировании в областях АН < Т < АК, МН < Т < АН только часть приобретенной деформации обусловлена возникновением мартенсита. Другая часть деформации воссоздается за счет обычных каналов пластической деформации, например, дислокационных, и она, как хорошо известно, полностью необратима. После разгрузки восстанавливается только часть деформации, которая обусловлена восстановлением мартенсита, поэтому восстановление деформации будет неполным.

В силу сказанного – степень восстановления уменьшается. На рис. 1. кривая 2 показывает зависимость степени псевдоупругого восстановления деформации для сплава Cu–Zn–Sn.

Минимальная степень восстановления деформации, как это следует из рис. 1.8, имеет место при деформировании сплава в мартенситном cостоянии. В этом случае возникновение нового мартенсита деформационным путем невозможно, так как весь сплав находится в мартенситном состоянии и деформирование материала происходит за счет необратимых каналов.

Рис. 1.8 – Влияние температуры деформирования на восстановление деформации 1 – эффект памяти формы; 2 – псевдоупругость; 3 – суммарный возврат [132] Однако механизмы псевдоупругости могут существенно отличаться от механизмов деформирования материалов, приведенных ниже. Достаточно сказать, что описанная выше нагрузки термодинамически модель не позволяет дать объяснение, например, мартенситной псевдоупругости, которую демонстрирует сплав Ti–Ni (рис. 1.9), причем упругая деформация в этом случае может достигать 10%.

В целом можно сказать следующее: в различных материалах мартенситного класса возможны различные варианты псевдоупругости.

Рис. 1.9 – Мартенситная псевдоупругость поликристаллического никелида титана 1.2 Пластичность превращения в материалах с ОМП Пластичностью превращения называют способность материала к накоплению односторонней деформации в сторону внешней нагрузки при изменении температуры через интервалы фазовых переходов. Это явление обнаружено у металлов, например, в сталях и неорганических кристаллах – в кварце, оксидах и карбидах.

Обзор ранних работ, посвященных исследованию данного эффекта, содержится в [86, 87]. Эффект пластичности превращения (ЭПП) изучали в железе и его сплавах во время переходов. Позже появились публикации, освещающие проблемы пластичности превращения в материалах с обратимыми мартенситными реакциями [1, 57, 64, 89, 91, 93, 95].

Прямое мартенситное превращение (ПМП) у материалов этого класса обычно сопровождается деформированием в сторону внешней силы. Вышесказанное для медномарганцевых композиций иллюстрируется на рис. 1.10.

Рис. 1.10 – Температурные зависимости при нагревании и охлаждении Более сложным является поведение материалов при нагревании под нагрузкой. На том же рисунке приведены три ситуации, характерные для обратного мартенситного превращения.

1) Деформация накапливается в сторону силы (рис. 1.10 в, д, е, ж, и).

2) Имеет место накопление деформации в сторону силы на начальной стадии нагревания, которое переходит в «отрицательную ползучесть» при продолжении отогрева выше АН – температуры обратного мартенситного перехода (рис. 1.10 з).

3) Наблюдается только «отрицательная ползучесть», т. е. реализация ЭПФ под нагрузкой (рис. 1.10 a, б).

Описанные эффекты свойственны и многим другим материалам, таким как Ti–Ni [136] и Сu–Al–Ni [116]. Характерной особенностью в поведении материалов данного класса при охлаждении через интервал ПМП является практически линейная взаимосвязь деформации, накопленной при охлаждении с приложенным напряжением. Согласно [1], при умеренных напряжениях это справедливо для Ti–Ni, Mn–Cu, Ti–Ni–Cu и Fe–Mn, что позволяет рассматривать пропорциональность деформаций и напряжений как один из основных признаков пластичности превращения.

С практической точки зрения представляет интерес поведение материалов при термоциклировании через интервалы мартенситных переходов под постоянной нагрузкой. Типичная, для указанного случая, кинетика поведения сплава Cu–88,4%Mn, приведена на рис. 1.11.

Рис. 1.11 – Зависимости сдвиговой деформации от температуры в сплаве Cu–88,4ат.%Mn при термоциклировании через интервалы мартенситных переходов Как следует из рисунка, охлаждению всегда отвечает ярко выраженная пластичность превращения – кривые с четными номерами. В первом такте нагревания можно наблюдать ПОП (кривая 1), которая уже во втором полуцикле нагревания переходит к частичной реализации ЭПФ (кривая 3) и, наконец, начиная с третьего термоцикла, при нагревании всегда наблюдали ЭПФ (кривая 5). Деформация, связанная с ППП для подобных режимов, как и следовало ожидать, была почти пропорциональна величине действующих напряжений, когда последние не превышали некоторого предельного уровня для данного материала (рис. 1.12.).

Рис. 1.12 – Зависимости пластичности прямого превращения в установившихся циклах при термоциклировании под постоянной нагрузкой от величины напряжений для марганцемедных сплавов с содержанием марганца 88,4 (1); 72,2 (2); 62,5 (3) и Однако наибольший интерес представляет тот случай, когда напряжения на этапе нагревания больше чем на этапе охлаждения, так как в этом случае возможно производство механической работы [58, 71]. Кинетика протекания мартенситных переходов в последнем случае будет заметно отличаться от таковой при термоциклировании через интервалы мартенситных переходов под постоянной нагрузкой. Сказанное подтверждается рисунком 1.13 [55].

Рис. 1.13 – Зависимости деформаций от температуры при термоциклировании под касательными напряжениями при охлаждении и нагревании равными соответственно Как следует из рис. 1.13, скачки 2 – 3 и 2* – 3*, а также 4 – 5 и 4* – 5*, отвечают соответственно изотермической разгрузке в аустенитном и догрузке в мартенситном состояниях. Охлаждению всегда отвечает ППП – кривые 3 – 4 и 3* – 4*, а при нагревании, начиная с некоторого цикла, имеет место возврат деформации – кривая 1* – 2*. Однако в этом случае деформация ППП пропорциональна напряжению, действующему на этапе охлаждения лишь тогда, когда напряжения, действующие на этапе нагревания, невелики, кривые 1 – 2 на рис. 1.14.

Рис. 1.14 – Зависимости установившихся значений пластичности прямого превращения сплава Cu–62,5%Mn при термоциклировании через интервалы мартенситных переходов от напряжения – 1, действующего на этапе охлаждения при постоянных значениях напряжений – 2, действующих при нагревании.

Для 2 = 0 (1); 12 (2); 41 (3); 65 (4); 84 (5); 112 (6) и 127 МПа (7) [55] Под эффектом памяти формы понимается явление восстановления предварительно заданной неупругой деформации. Восстановление деформации может осуществляться как изотермически (такое явление в материалах с МН, как мы уже отмечали, называется псевдоупругостью), так и при нагревании через интервал ОМП – т. е. в процессе реализации ЭПФ. Ниже в данном параграфе будет рассматриваться, главным образом, возможность восстановления деформации при изменении температуры. Эффект памяти может иметь место как в разгруженном состоянии – свободная память, так и в нагруженном состоянии – ЭПФ под нагрузкой. Существует несколько способов формирования ЭПФ.

1) ЭПФ формируется путем сообщения материалу значительной остаточной деформации изотермическим путем при различных температурах. ЭПФ, сформированный таким образом, очень сильно зависит от температуры деформирования. И выражен, наиболее сильно, после деформирования в мартенситном состоянии.

2) Исходное деформирование материала происходит в процессе ППП как при охлаждении через полный, так и неполный интервалы прямого мартенситного перехода.

3) Исходное деформированное состояние задается путем термоциклирования материала в интервалах мартенситных переходов под нагрузкой, причем термоциклирование можно производить как в полных, так и неполных интервалах. В современной научной литературе существует достаточно обширный материал по всем приведенным выше видам формирования ЭПФ, который достаточно подробно изложен в [1, 104, 105, 127, 128].

На рис. 1.8, в качестве примера проиллюстрирована взаимосвязь деформаций, связанных с реализацией ЭПФ в свободном состоянии и псевдоупругостью для тройного сплава Cu–Zn–Sn [132]. Псевдоупругость мартенситной структуры для этого сплава невелика, поэтому возврат деформации при нагружении незначителен – кривая 2 на рис. 1.8. Однако он может быть инициирован нагревом. Зависимость степени восстановления деформации от температуры изображена кривой 1 на рис. 1.8. При повышении температуры деформирования Т > АН доминирует псевдоупругий возврат (кривая 2 на рис. 1.8), в силу чего формовосстановление при нагревании в значительной степени подавлено (кривая 1 на рис. 1.8). Отмеченные обстоятельства позволяют рассматривать память формы как нереализованную псевдоупругость.

Особенности реализации ЭПФ в свободном состоянии обусловлены положением температуры деформирования относительно ХТМП МН, МК, АН и АК (рис. 1.1). После деформирования в мартенситном состоянии восстановление деформации при нагревании может происходить в несколько стадий. Ниже АН – условно первая стадия возврата, в процессе ОМП (АН < Т < АК) – условно вторая стадия возврата и выше АК – условно третья стадия [1]. Однако обычно память формы наиболее сильно выражена в интервале ОМП, например: в Ti–Ni [131, 134, 137], Cu–Mn [59, 64, 79], Cu–Zn–Sn [132] и ряде других сплавов [109, 116].

Cхематически процесс реализации ЭПФ в свободном состоянии имеет вид, представленный кривой 1 на рис. 1.15 а, б. При последующем охлаждении материал может вести себя по-разному, например, как это показано кривой 2 на рис. 1.15. а. В этом случае говорят, что имеет место эффект однократной памяти формы.

Возможен и другой вариант: при последующем охлаждении в интервале МН – МК наблюдается накопление деформации (кривая 2 на рис. 1.15 б). В этом случае мы имеем дело с так называемой многократно обратимой или сокращено обратимой памятью формы, величина которой задается деформацией – об, причем об всегда меньше П. Последующее нагревание в интервале АН – АК приводит вновь к частичному возврату деформации (кривая 3 на рис. 1.15 б).

Зависимость деформации сплава с ЭПФ от температуры во время реализации эффекта памяти формы после пластического деформирования в низкотемпературной фазе (а) и Более подробно поведение материалов в условиях проявления ОПФ будет рассмотрено в следующем параграфе настоящей главы.

1.4 Обратимая (многократно обратимая) память формы металлов Эффект обратимой памяти формы может иметь место как в свободном, так и нагруженном состояниях [1]. Рассмотрим ОПФ первого типа. Её можно инициировать различными способами:

а) путем задания предварительной деформации в изотермических условиях;

б) посредством охлаждения через интервал ПМП или термоциклирования в интервалах МП переходов под нагрузкой с последующей разгрузкой в изотермических условиях.

Сведения об ОПФ после изотермического деформирования имеются в работе [64]. На рис. 1.16 приведены зависимости деформации от температуры в полуциклах нагревания и охлаждения для сплава Mn–Cu при различном содержании марганца. Кинетика изменения деформации при охлаждении через интервал ПМП, представленная кривыми 2, свидетельствует о том, что в данных сплавах сформирована ОПФ.

Рис.1.16 – Температурные зависимости деформаций в эффектах однократной – (1) и обратимой памяти – (2) после закручивания при 77 К на 3,4% Более подробно этот эффект изучали в работе [60]. На рис. 1.17 показана кинетика реализации ОПФ, сформированной в процессе предварительного термоциклирования (N = 21 термоцикл) через интервалы мартенситных переходов в нагруженном состоянии ( = 127 МПа).

Рис. 1.17 – Температурные зависимости деформации при термоциклировании сплава с Cu–88%Mn в разгруженном состоянии в первом (1,2); втором (3,4) и девятнадцатом термоциклах (5,6). Материал предварительно «тренирован» 21 термоцикл Предварительным термоциклированием была накоплена сдвиговая деформация –, равная 68,2%. В состоянии, отвечающем точке А на рис. 1.17, нагрузка была снята, образец продолжали нагревать и охлаждать без напряжения. Во время первого нагрева наблюдали значительный эффект памяти формы (кривая 1), а при охлаждении – деформацию обратного знака (кривая 2). В дальнейшем в каждом полуцикле нагрева деформация частично возвращалась (кривая 3), а при охлаждении увеличивалась (кривая 4). После некоторого числа теплосмен процесс стабилизировался (кривые 5 и 6), но и в этом случае при термоциклировании кривые устремлялись вниз, демонстрируя тем самым явление «термоциклического возврата» деформации (сравните положение кривых 3 – 4 и 5 – 6). По мнению авторов [60], в данном случае необратимое формоизменение не следует рассматривать как исключительное свойство, обнаруживающееся только у материалов с эффектом памяти формы, так как оно присуще всем материалам, испытывающим фазовые превращения [85], а также и многим другим [80, 81]. Как показано в [85], причина его заключается в одностороннем накоплении микропластических деформаций, обусловленных многократно возникающими межфазными напряжениями.

В целом ОПФ ненагруженного металла оказывается тем выше, чем под большим напряжением металл был подвергнут термоциклированию. На рис. 1.18 приведены зависимости деформаций, связанных с ОПФ, от величины напряжения предварительного термоциклирования для марганцемедных сплавов разного состава. Обращает на себя внимание очень большой эффект ОПФ у сплава с 88ат.%Mn, достигающий 1% после обработки под напряжением 100 МПа и более. Такая величина ОПФ сравнима с обратимой памятью формы у никелида титана.

Pис. 1.18 – Зависимости обратимой памяти формы в разгруженном состоянии сплавов с 52,3 (1), 62,5 (2), 72,2 (3) и 88,4%Mn (4) от напряжения, действующего Варьируя режимы обработки сплавов, его состав и напряжение, удается сравнительно простыми приемами сообщить марганцемедным композициям ОПФ более 1,4%. ОПФ такого уровня вполне достаточна для использования сплавов MnCu в многочисленных инженерно-технических задачах.

В работе [76] изучали ОПФ в сплавах Ti–Ni и Ti–Ni–Cu. Выполнены две серии опытов: в первой серии образцы изотермически закручивали с постоянной скоростью деформирования, равной 510-3с-1, при разных температурах. При температуре деформирования ниже МК (рис. 1.19, а, д). В области температур Мн – Мd (рис. 1.19, б, в). При температуре деформирования выше Мd (рис. 1.19, г, е). Как видно из хода кривых деформирование при температуре ниже Мd приводит к тому, что в первом полуцикле нагревания через интервал ОМП наблюдается обычный ЭПФ (кривые 1 на рис. 1.19, а, д, б и кривая 2 на рис. 1.19, в). Последующие теплосмены в интервалах МП приводят к возникновению ОПФ (кривые 2 – 4 на рис. 1.19, а, б, и 3 – 4 на рис. 1.19, в). В соответствии с терминологией, предложенной в [1], описанная выше ОПФ называется мартенситной.

Рис. 1.19 – Зависимости деформации – от температуры – Т для Ti–Ni–Cu (а – г) и Ti–Ni (д, е) после задания предварительной деформации – пр ниже МК (а, д), в Если же материал деформировать при Т > М d, то при охлаждении будет наблюдаться заметное восстановление деформации при охлаждении, а при нагревании ее накопление (рис. 1.19 г, е), такую ОПФ в соответствии с [1] можно назвать аустенитной.

В [76] показано, что величина ОПФ существенно зависит от температуры деформирования (рис. 1.20).

Рис. 1.20 – Зависимость эффекта обратимой памяти формы при термоциклировании Ti–Ni в интервале 77 – 470 К от температуры деформирования [76] Во второй серии опытов [76] обратимую память изучали при термоциклировании в разгруженном состоянии после термоцикла нагревание – охлаждение под нагрузкой или только после охлаждения в нагруженном состоянии. На рис. 1.21 приведены температурные зависимости деформаций для Ti–Ni после полуцикла охлаждения от 470 до 290 К при = 200 МПа, либо после нагревания – охлаждения в интервале температур 290 – 470 К под напряжением 50 МПа.

Рис. 1.21 – Явление обратимой памяти формы при термоциклировании Ti–Ni в разгруженном состоянии после нагрева и охлаждении в интервале 290 – 470 К под напряжением 50 МПа (1,2) или только после охлаждения После указанной процедуры возникает отчетливо выраженная ОПФ. Наиболее интенсивно она проявляется, как и в рассмотренных ранее случаях, во время мартенситных превращений. При охлаждении происходит накопление деформации в сторону предварительной (кривые 1 и 3), а при нагреве – ее возврат (кривые 2 и 4). Аналогичное поведение было обнаружено и для сплава Ti–Ni–Cu.

1.5 Обратимая память формы, реализуемая в нагруженном состоянии Обратимую память формы можно инициировать путем термоциклирования материала через интервалы мартенситных переходов в нагруженном состоянии. ОПФ, инициированную пластичностью прямого превращения в марганцемедных сплавах, изучали в [60]. В качестве объектов исследования были выбраны литые марганцемедные сплавы с содержанием марганца от 52 до 88ат.%Mn. В них, как известно [138], протекают обратимые ГЦК ГЦТ – превращения, которые сопровождаются всеми известными явлениями мартенситной неупругости [55, 57, 59, 64, 93, 139].

Все опыты выполнены в условиях кручения на сплошных цилиндрических образцах с длиной и диаметром рабочей части соответственно 30 и 4 мм.

Кинетика формирования обратимой памяти формы в результате термоциклирования под нагрузкой через интервалы температур ГЦК ГЦТ– превращений показана на рис. 1.11. Видно, что первый нагрев из ГЦТ в ГЦК фазу (кривая 1) вызывает пластичность обратного ГЦТ ГЦК – перехода. Последующее охлаждение под тем же напряжением также сопровождается значительной пластичностью ГЦК ГЦТ – перехода (кривая 2).

Если образец нагреть повторно (кривая 3), будет наблюдаться деформация обратного (по сравнению с первым нагревом) знака, т. е. пластичность ГЦТ ГЦК – превращения сменится эффектом памяти формы. В некоторых случаях эффект памяти формы начинает формироваться не во втором, а лишь через несколько циклов. Пластичность же прямого превращения при этом всегда имеет место с самого начала (кривые 2, 4 и т. д.). После достаточно большого числа теплосмен процесс стабилизируется, и металл демонстрирует отчетливо выраженный ОПФ, такой, как показано на рис. 1.11 (кривые 5 и 6).

В целом во всех случаях термоциклирование через интервалы мартенситных переходов в нагруженном состоянии приводило к заметному возрастанию величины обратимой деформации с числом теплосмен. В качестве примера на рис. 1.22 приведено влияние числа термоциклов на возникающую при нагреве деформацию ОПФ для сплава Cu–62,5%Mn.

Рис. 1.22 – Зависимости деформации, обусловленной ОПФ от числа теплосмен при термоциклировании под постоянными напряжениями:

Как видно из хода кривой – 3, термоциклирование может приводить к смене знака деформации, реализуемой при нагревании, т.е. к переходу от ПОП к ОПФ.

Из рис. 1.23 видно, как величина ОПФ, достигаемая после большого числа циклов, зависит от приложенного напряжения. Для большинства марганцемедных сплавов на этой зависимости обнаруживается максимум вблизи 80 – 100 МПа.

Рис. 1.23 – Зависимости установившегося значения обратимой памяти при нагревании в режиме термоциклирования под постоянной нагрузкой от действующего напряжения. Для содержания марганца: 52,3 (1); 62,5 (2); 72,3 (3) и 88,4%Mn (4) [55] ОПФ в сплавах Ti–Ni и Ti–Ni–Cu изучали в работе [76] следующим образом. Сплав Ti–Ni термоциклировали от 290 до 510 К под напряжением = 300 МПа, а сплав Тi–Ni–Cu от 77 до 510 К при = 100 МПа. Результаты экспериментов представлены на рис. 1.24.

Рис. 1.24 – Эффект многократнообратимой памяти в Ti–Ni при термоциклировании Здесь также характерно то, что, начиная со второго цикла, на этапе нагревания наблюдается восстановление деформации, а на этапе охлаждения, как и следовало ожидать, наблюдается пластичность прямого превращения. Обращает на себя внимание незамкнутость термомеханического гистерезиса, что находится в соответствии с ранее известными данными работы [89] для Ti–Ni–Cu.

Установлено, что незамкнутость термомеханического гистерезиса тем больше, чем выше величина действующих напряжений, и уменьшается она по мере циклирования. Величина деформации ОПФ (оцениваемая в данном случае по возвращаемой при нагреве деформации) постепенно возрастала с числом циклов N и достигала насыщения при N 6 – 10.

Кроме того, в научной литературе имеется достаточно обширный материал, посвященный экспериментальным исследованиям ЦПФ при термоциклировании в неполных температурных интервалах.

В целом, поведение материалов в этих условиях аналогично описанному выше, о чем свидетельствует ряд работ [104, 105, 127-129].

1.6 Мартенситная неупругость материалов, инициированная сложными температурно-силовыми условиями нагружения В [6] изучали поведение сплавов Тi–Ni эквиатомного состава и Ti–46ат.%Ni–3,5ат.%Cu при последующем нагревании через интервал обратного мартенситного перехода после одностороннего ортогонального деформирования кручением и растяжением в мартенситном состоянии. Использовали сплошные цилиндрические образцы с длиной и диаметром рабочей части соответственно 26 и 4 мм. Температуры МП составляли МН = 320 К, МК = 275 К, АН = 320 К и АК = 375 К для бинарного сплава; для тройного МН = 325 К, МК = 310 К, АН = 360 К и АК = 390 К. ХТМП были выбраны так, что первый сплав при комнатной температуре находился в двухфазном состоянии, а второй – в мартенситном. Образцы из исследуемых материалов подвергали кручению, затем растяжению или сначала растяжению, а потом кручению. Кроме того, варьировали величины остаточных деформаций сдвига – и осевой –.

Основные результаты экспериментов представлены на рис. 1.25 – 1.26. Из хода кривых (рис. 1.25) следует, что восстановление деформации, как при кручении, так и при растяжении до некоторого момента идет синхронно. Затем кручение прекращается, а продольная деформация продолжает убывать.

Рис. 1.25 – Температурные зависимости возврата деформаций – (1) и (2,3) в сплаве TiNiCu после предварительного сложного деформирования:

(1,2) – растяжение на 3,75% и последующее кручение на 3,45% при комнатной температуре; (3) – растяжение на 1,9% при 295 К и последующее кручение на 3% Качественно аналогичное поведение имело место для всех, задаваемых в опытах деформаций и, независимо от последовательности предварительного деформирования. На рис. 1.26. в пространстве – представлены траектории восстановления деформации после сложного нагружения при Т = 297 К (кривая 1). Кривая ABC отвечает кривым 1, 2 на рис. 1.25. Из рис. 1.26 видно, что траектория возврата деформации не зависит существенно от пути деформирования. Восстановление деформации происходит путем одновременного раскручивания и сжатия (участок AB на кривой 1).

Наряду с пропорциональным участком восстановления деформации – AB часто наблюдали горизонтальный участок – BC, который, по мнению авторов [6], связан с неравномерностью прогрева образца по сечению.

Иная картина наблюдалась, когда температуры деформирования при разных видах предварительного нагружения существенно различались. Траектория восстановления деформации в пространстве – в этом случае имела разный характер. В частности: после растяжения при комнатной температуре и последующего кручения при 77 К (кривая 4 на рис. 1.26) раскручивание происходило в две стадии: частично еще в мартенситном состоянии, а частично в процессе обратного превращения (кривая 3 на рис. 1.25). Восстановление формы в указанном режиме происходило по траектории, представленной кривой 4 на рис. 1.26. Она отличается от кривой 1 наличием начального участка А1 – А1*, отвечающего деформированию в низкотемпературной фазе. Далее идет восстановление деформаций по траектории А1*В1С1, качественно сходной с траекторией АВС.

Рис. 1.26 – Последовательность накопления и возврата деформации – и в сплаве Ti–Ni–Cu; (1,4) – путь возврата деформации (1 – растяжение и кручение при комнатной температуре, 4 – растяжение при 295 К, затем кручение при 77 К);

В другой серии опытов исследовали формирования эффекта реверсивной памяти формы при различных режимах нагружения [1].

В работах [1, 74, 75, 123] показано, что для формирования в материале реверсивного формоизменения необходимо, чтобы величины деформаций, сообщаемых металлу в различных направлениях, должны быть приблизительно равны друг другу. В них же отмечено, что характер восстановления деформации в процессе обратного мартенситного перехода определяется термосиловым режимом задания предварительной деформации.

На рис. 1.27,а представлен эффект реверсивной памяти формы (ЭРПФ) (кривые 3 – 4). Этот эффект сформирован следующим образом: Материал охлаждали в интервале МН – МК под нагрузкой (кривая 1), далее при t = 40 оС его нагружали в противоположную сторону и охлаждали под той же нагрузкой (кривая 2) до мартенситного состояния и после чего разгружали при температуре близкой к 0оС. Сравнение кривых 1 и 2 с кривыми 3 и 4 показывает, что в начале возвращается деформация, отвечающая стадии ее накопления вдоль кривой 2. Затем наступает изменение знака деформации (кривая 4). На этом этапе происходит частичное восстановление деформации, накопленной при охлаждении вдоль кривой 1.

Второй пример приведен на рис. 1.27, б. Здесь была осуществлена та же схема нагружения, с той лишь разницей, что охлаждение произвели до t = –196 0 С. Как видно из рисунка, такое изменение режима деформирования привело к тому, что последовательность восстановления деформации изменилась на противоположную.

Рис. 1.27 – Эффект реверсивной памяти формы (3, 4) у никелида титана в зависимости от предварительной обработки в соответствии с кривыми (1,2) [1] Третий пример представлен кривыми на рис. 1.27, в. В этом случае материал сначала охладили до температуры кипения жидкого азота, чему соответствует ППП (кривая 1). Затем накопленная деформация была почти полностью подавлена активной деформацией обратного знака (кривая 2). Кривые 3 и 4 иллюстрируют характер восстановления деформации при нагревании. Здесь так же наблюдается отчетливый реверс формовосстановления.

ЭРПФ можно инициировать и другими способами, например: двухэтапным активным деформированием в мартенситном состоянии сначала при одной температуре, а затем деформированием обратного знака при более низкой температуре. Установлено также, что реверсивное формовосстановление можно инициировать и знакопеременным закручиванием в мартенситном состоянии.

По мнению авторов [1] для того, чтобы инициировать ЭРПФ, необходимо задавать при прямом и обратном нагружении приблизительно равные по величине деформации 1 и 2. Если одна из них существенно превышает другую, то возникает лишь обычный односторонний ЭПФ. Аналогичные результаты и выводы получены и в работах [73-75].

Авторы [1] считают, что ЭРПФ связан с чрезвычайно сложными наследственными свойствами металлов [73, 78].

1.7 Способы производства механической работы с помощью В ряде работ [60, 76] показано, что при термоциклировании материалов с ОМП через интервалы мартенситных переходов формируется эффект многократнообратимой памяти формы. Если осуществлять нагрев при больших механических напряжениях, чем охлаждение, естественно ожидать, что в процессе такого механического термоцикла можно получить положительную механическую работу, т.е. подобное термомеханическое устройство может выступать в роли мартенситного преобразователя тепловой энергии в механическую работу.

Принципиально возможно два различных типа преобразователей тепловой энергии в механическую работу (мартенситных двигателей).

1) Мартенситные двигатели, функционирующие при условии жесткого задания диапазона изменения механических напряжений. Понятно, что в этом случае диапазон изменения деформаций, в силу, например, явления ТП, будет изменяться от цикла к циклу. Условно такой режим назовем «мягким режимом».

2) Мартенситные двигатели, действующие при условии жесткого задания диапазона изменения деформаций. Такой режим будем называть «жестким режимом».

Экспериментальные модели преобразователей тепловой энергии в механическую работу в условиях «мягкого режима» изучались в работах [58, 71]. В работе [58] изучали поведение медно-марганцевых сплавов с содержанием марганца соответственно 52,3%, 62,5%, 72,2% и 88,4%Mn. Все опыты выполнены в режиме кручения на сплошных цилиндрических образцах по методике, изложенной в [57]. Опыты осуществляли следующим образом: к напряжению 0, остававшемуся постоянным на всех этапах термоциклирования в полных интервалах мартенситных переходов, в полуцикле нагрева добавляли различные по величине напряжения.

Возникающая на этапе охлаждения под напряжением 0, а также при последующей догрузке в мартенситном состоянии деформация инициировала при обратном превращении ЭПФ, вызывающий деформацию П. Затем материал разгружали в аустенитном состоянии и вновь продолжали термоциклирование.

В результате за весь термоцикл совершалась полезная механическая работа, которую оценивали в следующем приближении:

где М, А – сдвиговая деформация при изотермических догрузках в мартенситном состоянии и разгрузках в аустенитном состояниях.

В большинстве случаев второе слагаемое в этом выражении было незначительным, поэтому полезную механическую работу оценивали так:

Опыты показали, что работа, совершаемая за один тепловой цикл, по мере термоциклирования постепенно увеличивалась. Она достигала максимального и далее независящего от числа циклов значения, начиная с некоторого NКР числа перемен температуры. Для сплавов разного состава и условий эксперимента величина NКР была различной. В целом она возрастала с увеличением содержания марганца и напряжений. Максимально зафиксированное значение NКР составляло 30-35 циклов. На этом термоциклическом промежутке работа А могла возрасти в несколько раз, а в некоторых случаях даже изменить знак, если в первом цикле она была отрицательной. На рис. 1.28 приведены характерные кривые зависимостей работы А от числа циклов N.

Рис. 1.28 – Зависимость удельной работоспособности от числа термоциклов для сплавов Cu–62,5%Mn при 0 = 12 МПа и =115 МПа (1); Сu–72,2%Mn при 0 = 12 МПа и = 115 МПа (2); Cu-88,4%Mn при 0= 41МПа и =71 МПа (3);

В дальнейшем, в данном параграфе, в качестве характеристики работоспособности сплавов использовали только максимальное значение работы, достигаемое после большого числа теплосмен.

На рис. 1.29, а, б изображены зависимости полезной работы, совершаемой разными сплавами, от напряжения при различных напряжениях 0. Отличительной особенностью кривых на рис. 1.29 является почти пропорциональная зависимость между А и. Из этого следует, что работоспособность материала тем выше, чем больше.

Рис. 1.29 – Зависимости удельной работоспособности от для Cu–62,5%Mn (a) и Cu–88,4%Mn (б) при значениях 0: 12(), 41( ),065() и 84 МПа(•)[58] Следовательно, максимальная работоспособность материала ограничена значением кр = + 0, где кр – реальный предел прочности при термоциклировании через интервалы мартенситных переходов в данных режимах.

Естественно предположить, что максимальная работоспособность материала тем выше, чем больше или, что равносильно, чем меньше 0. На рис. 1. изображена зависимость максимальной работоспособности материла от 0, при выполнении условия + 0 = кр (кр = 130 МПа).

Отметим, что при малых значениях 0 основным фактором, инициирующим ЭПФ, является уже не пластичность прямого превращения, получаемая при действии напряжения 0, а активная деформация мартенситной фазы, возникающая при наложении напряжения. Подобные исследования были проделаны на сплаве Ti–Ni [72] и были получены аналогичные результаты, с той лишь разницей, что максимальная работоспособность никелида титана оказалась примерно в 10 раз выше. В [94] изучали работоспособность сплава Cu–Al–Mn в «мягком режиме нагружения» при кручении и растяжении, и было доказано, что в первом и во втором случаях достигается максимальная работоспособность, равная 10-11 МДж/м3.

Рис. 1.30 – Зависимости максимально возможной работы в установившемся режиме от напряжения 0 для Cu–62%Mn (1) и Cu–88,4%Mn (2) при условии выполнения Выше говорилось о производстве механической работы при термоциклировании материала через полные интервалы мартенситных переходов под разными напряжениями на этапах нагревания и охлаждения. Причем, отмечалось, что для производства положительной механической работы необходимо, чтобы напряжение на этапе нагревания было больше, чем на этапе охлаждения. Однако, для производства механической работы нет необходимости термоциклировать материал в полных температурных интервалах. Ниже приводятся экспериментальные данные по определению работоспособности сплава Cu–62,5%Mn при циклировании в неполных интервалах [56].

Опыты выполняли в условиях кручения. Образцы нагружали напряжением Н при некоторой минимальной температуре термоцикла Тmin, нагревали до максимальной температуры этого цикла Tmax (Tmax – Tmin = T), а затем охлаждали до Tmin под напряжением. Указанную процедуру термоциклирования со средней температурой цикла T0 = (Tmax+Tmin)/2 выполняли многократно до установления деформационного режима, не зависящего от числа теплосмен. Характеристические температуры мартенситных переходов составляли AH = 380 К, AK = 400 К, MH = 365 К, MK = 310 К. Как показал опыт, при нагревании через интервал обратного мартенситного перехода всегда происходил возврат деформации П, т. е. наблюдался ЭПФ, а при охлаждении через интервал прямого мартенситного превращения всегда инициировался эффект пластичности превращения, т. е. ЭПП, если 0 0, или ДОП, если 0 = 0. Работоспособность сплава в режиме производства полезной механической работы оценивали по формуле:

где = Н – 0, GM, GA – эффективные модули сдвига соответственно мартенсита и аустенита.

Как и следовало ожидать, работоспособность зависела и от T0, и от Т.

На рис. 1.31 приведен пример, иллюстрирующий влияние T0 на работу А для сплава Cu–62,5%Mn в условиях производства механической работы (охлаждение под напряжением 50 МПа, а нагрев при 150 МПа).

Как видно из хода кривых, работоспособность принимает максимальное значение при T0 400 К. С увеличением интервала термоциклирования Т работоспособность медномарганцевых сплавов растет, о чем свидетельствует сравнение кривых 1-5 на рис. 1.31. В работе [56] установлено, что аналогичные в целом закономерности демонстрирует и сплав Ti–Ni–3,2ат.%Cu. Однако отличие в поведении сплавов Cu–Mn и Ti–Ni–Cu заключалось в том, что в первом случае при стремлении интервала термоциклирования Т к нулю работоспособность стремилась к нулю, а во втором, уже при Т = 30 K, работоспособность уже принимала нулевое значение.

Рис. 1.31 – Зависимость полезной работы сплава Cu–62,5%Mn от T0 – средней температуры цикла при охлаждении под напряжением 50 МПа и нагреве под напряжением 150 МПа для Т =10 (1); 20 (2); 40 (3); 80 (4) и 120 МПа (5) [56] Более подробно влияние величины T на работоспособность сплава, такого как, Ti–46,8ат.%Ni–3,2ат.%Cu изучали в работе [72], выполненной в условиях кручения. На рис. 1.32 представлена величина работы, совершаемой в полуцикле нагрева, как функция интервала нагревания (А = п, где – напряжение, п – деформация, восстанавливаемая при нагревании).

Рис. 1.32 – Зависимости удельной работы, реализуемой в полуцикле нагревания, от величины интервала термоциклирования под напряжением 200 МПа при средней Из рисунка видно, что работа может совершаться металлом только при перепаде температуры Т > 30 К. Это связано с тем, что в никелиде титана и в сплавах на его основе ширина гистерезиса мартенситного перехода составляет 30-50 К, а при Т меньше этой величины, либо прямой, либо обратный переход отсутствуют (не дают деформационного эффекта).

В указанной работе также проводилась оценка предельно возможного значения коэффициента полезного действия как КПД цикла Карно = T/ Tmax, осуществляемого в том же температурном интервале, что и рабочий цикл.

Термический КПД реального термодинамического цикла оценивали как:

где с – средняя удельная теплоемкость в интервале температур Т, q – cкрытая теплота мартенситного превращения. При этом полагали с = 500 Дж/(кг·K), q = 25 Дж/кг. Зависимости C и T от величины интервала температуры T представлены на рис. 1.33, а.

Далее определяли степень совершенства произвольного рабочего цикла согласно формуле i = T/ C. Зависимости i от T представлены на рис 1.33, б, из которого видно, что на этих зависимостях имеется максимум при Т = 80 K.

По мнению авторов [59], увеличение интервала температур свыше 80 К либо не изменяет i, либо приводит к его снижению. Подобные закономерности были подтверждены и для сплава Cu–Al–Mn [94].

Рис. 1.33 – Зависимости КПД цикла Карно (1-3), термического (4-6) и относительного КПД (1-7) интервала термоциклирования при средних темпрературах цикла – T0, равных 290 (8), 320 (1,5,9), 350 (2,4,7) и 380 К (3,6,10) [72] Исследование работоспособности сплава ТН-1 в «жестком режиме» нагружения проводили в работе [82]. Испытания осуществляли следующим образом: сдвиговую деформацию задавали согласно кинетике, представленной на рис. 1.34, б, при этом касательные напряжения менялись по схеме рис. 1.34, а.

В – координатах указанный режим – представлен на рис. 1.34, в.

Рис. 1.34 – Проекции экспериментальной диаграммы на – T, – T, – плоскости [82] Данные работы [140] свидетельствуют о том, что в таком термоцикле возможно получить положительную механическую работу, равную 17 МДж/м3. Более подробно аналогичные исследования работоспособности никелида титана выполнены в [83]. В ней, в частности, показано, что при использовании «жесткого режима» для производства механической работы максимальная работоспособность достигается при использовании симметричных циклов (в – координатах).

В последние годы продолжено названное направление авторами [84, 99, 100]. Где, например в [84, 100], экспериментально показано, что не все композиции Ti–Ni–Cu пригодны для использования их в качестве рабочих тел мартенситных двигателей. Самым неэффективным, в смысле работоспособности, оказался сплав с повышенным содержанием меди Ti–Ni–19%Cu, а наиболее работоспособными отмечены сплавы Ti–50%Ni, Ti–Ni–3%Cu.

В работе [99] приведен литературный обзор основных научных работ, посвященных исследованию работоспособности мартенситных двигателей. По мнению авторов, указанной работы, проблема мартенситного энергопреобразования тепла далека от своего окончательного завершения. Не изучены циклы Карно или близкие к ним. Практически отсутствуют данные о преобразовании тепла в механическую работу в изделиях, имеющих значительные градиенты температур по объему рабочего тела. Авторы [99] так же считают, что не всякий сплав, обладающий выраженным эффектом, может служить рабочим телом тепловой машины.

1.8 Влияние термомеханической обработки на свойства Влияние термоциклирования и термомеханической обработки на эффект ОПФ в Ti–Ni изучали в [88, 124-126]. В [88] выполнено исследование эффекта ОПФ в условиях одноосного растяжения сплава Ti–Ni c характеристическими температурами мартенситных переходов (ХТМП) соответственно МН = 28, МК = 5, АН = 32, АК = 50 и TR = 45 °C. Сплав подвергался следующей термообработке: отжиг при температуре 900 °C в течении трех часов с охлаждением в воде. Испытания на растяжение выполняли на универсальной разрывной машине ДУ-19, снабженной нагревателем.

Опыты осуществляли на образцах с длиной и диаметром рабочей части и 5 мм соответственно. Образцы пластически деформировали в изотермических условиях до = 3-20 % в интервале температур Tдеф = 26-150 о С. Основные результаты экспериментов представлены на рис. 1.35, рис. 1.36.

На рис. 1.35 приведены зависимости обратимой деформации – обр от формирующей деформации – пл.

Из рис. 1.35 видно, что эффект обратимой памяти формы монотонно возрастает с ростом формирующей деформации, не выходя на насыщения по причине разрушения образцов [88].

Рис. 1.35 – Зависимость обратимой деформации от формирующей при температуре Существенно отметить, что величина обратимой деформации уменьшалась в процессе последующего термоциклирования под нагрузкой, выходя по истечении некоторого числа циклов на насыщение (рис. 1.36). Характерно то, что обратимая деформация могла изменять знак в процессе термоциклирования (кривая 2 на рис. 1.36). Для выяснения причины изменения величины и знака ОПФ в [88] выполнили термоциклирование недеформированного образца (кривая 3 на рис.1.36). После 70 термоциклов была получена обр = 0,6%.

Аналогичные результаты по исследованию поведения никелида титана при термоциклировании в условиях растяжения были получены и в [124].

Рис. 1.36 – Изменение обратимой деформации при термоциклировании:

Наиболее подробно влияние термомеханической обработки на эффект ОПФ изучали в работах [125, 126]. В них исследовали влияние термомеханической обработки на «отрицательный» эффект ОПФ в трех взаимноперпендикулярных направлениях (параллельно и перпендикулярно направлениям прокатки, в плоскости прокатки и перпендикулярно плоскости прокатки).

Было установлено, что для практического использования целесообразно использовать эффект ОПФ, возникающий непосредственно в результате высокотемпературной термомеханической обработки (ВТМО), не пытаясь его увеличить при помощи дополнительной деформации [126].

Влияние ВТМО на структуру и свойства сплавов на основе никелида титана изучали в работах [117-120]. Кроме того, в [120] приведены данные экспериментальных исследований о влиянии низкотемпературной механической обработки (НТМО) на указанные свойства. Иccледовали сплавы Ti–47%Ni–3% Fe с температурным интервалом мартенситных превращений (ТИМП) ниже 0°С, Ti–50,0%Ni, имеющий после контрольной закалки от 900°С в воде следующие ХТМП:

МН = 68°С, МК = 55°С, АН = 86°С, АК = 98°С; Ti–50,7%Ni c ТИМП после закалки ниже Ткомн; Ti–46% Ni–3,6%Cu c ТИМП 50-90°С. ВТМО осуществляли деформацией прокаткой в интервале температур 500-100°С со степенями деформации 50 и 30% и средней скоростью деформации 5 с-1, охлаждение в воде. НТМО в сплаве Ti-50,0%Ni проводили деформацией прокаткой 17-26% при температурах: 90°С (в интервале МД – МН) и 25°С (ниже МК). Эффект памяти формы после ВТМО и НТМО задавали растяжением на испытательной машине.

Выяснилось, что ВТМО оказывает существенное влияние на свойства никелида титана и его сплавы. Например, ВТМО сплава титан – никель – железо, с прямым В2 R B19 превращением, повышает предел текучести аустенита при неизменной пластичности: горячий наклеп, выполненный в аустените, повышает предел текучести в 1,5-2,5 раза. ВТМО существенно повышает реактивное напряжение по сравнению с контрольной закалкой рис. 1.37.

Исследование усталостной долговечности при многократной реализации ЭПФ в условиях термоциклирования под напряжением проводили в сплавах Ti–Ni и Ti–Ni–Cu [120]. Показано, что деформационное упрочнение повышает усталостную долговечность сплавов при многократной реализации ЭПФ в 5-10 раз.

ВТМО также приводит к возникновению дилатометрической аномалии – анизотропии дилатометрических эффектов в ТИМП сплава титан-никель, которые подробно рассматривались в [120].

Рис. 1.37 – Зависимость реактивного напряжения от температуры деформирования в цикле ВТМО, (к. з. – контрольная закалка, Р – выдержка после деформирования при Согласно [120], влияние ТМО на физико-механичекие свойства материалов с ОМП могут быть сведены к следующему [120]:

1) Термомеханичекая обработка (ВТМО и НТМО) позволяет регулировать ТИМП и существенно повысить деформационные свойства сплавов титанникель с памятью формы (однократной и обратимой).

2) ТМО повышает усталостную долговечность сплавов на основе никелида титана в условиях многократной реализации ЭПФ.

3) Инициированный при термической и термомеханической обработках обратимый ЭПФ накладывается на прямой и обратный эффекты памяти формы, обусловленные деформированием после ВТМО.

4) ВТМО приводит к возникновению дилатометрических аномалий (анизотропии дилатометрических эффектов) в температурном интервале МП. Термоциклирование через интервал МП приводит к усилению этих эффектов и их стабилизации после первых несколько циклов.

5) НТМО сплава Ti–50%Ni c деформацией в интервале МД – МН и ниже точки МК приводит к резкому расширению температурного интервала обратного МП.

6) При нагреве после НТМО, включающей деформацию в интервале МД – МН, наблюдаются два последовательных анизотропных дилатометрических эффекта обратного МП с разными типами анизотропии: первый полностью обратимый в интервале 50-120°С, второй, необратимый, существует до температуры 400°С и выше НТМО с деформацией ниже точки МК и в интервале МД – МН.

7) Одной из причин расширения обратного мартенситного превращения в результате НТМО является возникновение термически стабильной группировки кристаллов мартенсита, принадлежащих одной текстурной компоненте деформационного мартенсита.

8) Эффект памяти формы, наведенный активной деформацией после НТМО реализуется при нагреве в том же, существенно расширенном, интервале температур. Максимальная восстанавливаемая деформация при этом превышает 8%, а степень восстановления формы – 70%.

На основе краткого ретроспективного анализа литературных данных о поведении материалов в условиях проявления МН показано, что основные свойства МН такие, как ЭПФ, ОПФ, ППП, ЦПФ, достаточно подробно изучены для широкого класса сплавов на основе Ti–Ni, Cu–Al–Mn, Cu–Mn, Cu–Zn. Однако, подавляющее большинство экспериментальных результатов, посвященных указанной проблеме, получено для простых видов нагружения – растяжение или кручение.

В литературе представлено явно недостаточное количество данных о поведении материалов в условиях проявления мартенситной неупругости, инициированной сложными температурно-силовыми условиями нагружения. В связи с этим возникает самостоятельная проблема проведения систематических экспериментальных исследований и аналитического описания:

• свойств обратимого формоизменения сплавов при термоциклировании под нагрузкой и в свободном состоянии;

• явлений и свойств МН в условиях проявления ЦПФ при сложном напряженном состоянии, влияние вида напряженного состояния и предварительной термоциклической предыстории на характеристики ЦПФ и работоспособность материалов;

• деформационных эффектов в сплавах с мартенситной неупругостью при изотермическом деформировании материалов при механоциклировании.

В теоретическом плане целесообразно разработать методы аналитического описания поведения материалов в условиях проявления мартенситной неупругости при различных термосиловых режимах нагружения.

Глава 2. Постановка научной проблемы и методика Во второй главе обозначены основные направления экспериментальных и теоретических исследований, а именно изучение:

• эффектов обратимого формоизменения при термоциклировании под нагрузкой и в свободном состоянии;

• свойств МН в условиях проявления ЦПФ при сложном напряженном состоянии;

• деформационных эффектов в сплавах с мартенситной неупругостью при изотермическом деформировании материалов.

• создание математической модели для описания явлений обратимого формоизменения материалов с эффектом памяти формы при термоциклировании под нагрузкой, в том числе и после предварительной термоциклической обработки.

Кроме того, тщательно описана методика выполнения экспериментальных исследований.

Одной из важнейших проблем механики деформируемого твердого тела является задача связи тензоров напряжений – ik и деформаций – ik в лабораторном базисе [26, 141-143,]. Известно, что предел текучести, кривые деформирования и ползучести определяются последовательностью изменения компонент тензора напряжений, т. е. траекторией нагружения материала. Дальнейшее деформационное поведение зависит от того, каким путем и к какому виду напряженного состояния металл был приведен в результате нагружения [24, 144, 145].

Проблема взаимосвязи напряжений и деформаций особенно важна в материалах с памятью формы. Здесь ситуация усложняется тем, что непростые силовые режимы дополняются, как правило, сложными температурными воздействиями. Подавляющее число исследований поведения материалов в условиях проявления мартенситной неупругости выполнено при простых видах напряженного состояния – кручение, растяжение [45].

Однако немногочисленные публикации свидетельствуют о том, что на характер реализации явлений мартенситной неупругости оказывают влияние:

характер предварительного деформирования материалов [73, 74, 123, 146, 147], траектория нагружения [6], предварительная термоциклическая тренировка [148], вид напряженного состояния [149]. Перспективы использования современных технологий с применением свойств мартенситной неупругости требуют знания свойств материалов, работающих в сложных функциональных условиях.

Например, при сложном напряженном состоянии или же когда предварительная деформация задается сложным температурно-силовым путем.

Сказанное ставит проблему исследования механического поведения материалов при сложных температурно-силовых воздействиях в условиях проявления мартенситной неупругости в самостоятельное научное направление МДТТ, которое требует постановки серии самостоятельных задач, ориентированных на выполнение систематического всестороннего экспериментального и теоретического исследования в следующих экспериментальных направлениях:

1) Исследование эффектов обратимого формоизменения материалов при термоциклировании под нагрузкой и в свободном состоянии. Влияния предварительной термомеханической обработки на эффекты ОФИ.

2) Исследование эффектов мартенситной неупругости в условиях проявления ЦПФ при сложном нагружении. Здесь предполагается изучение таких явлений, как эффект памяти формы, пластичности прямого превращения и термоциклической ползучести в условиях реализации циклической памяти формы при сложном напряженном состоянии.

3) Изучение поведения материала в условиях производства механической работы. Исследование влияния вида напряженного состояния и предварительной термоциклической предыстории на характеристики ЦПФ, работоспособность материалов и скорость термоциклической ползучести.

4) Исследование деформационных эффектов в сплавах с мартенситной неупругостью при изотермическом деформировании материалов, при ортогональном нагружении и при механоциклировании. Изучение эффектов осевого деформирования при изотермическом кручении материалов с каналами мартенситной неупругости.

5) В теоретическом плане необходимо было создать феноменологическую модель, позволяющую аналитически описывать эволюцию обратимого формоизменения материалов с эффектом памяти формы при термоциклировании под нагрузкой, в том числе и после предварительной термоциклической обработки.

2.2 Методика экспериментальных исследований С целью осуществления экспериментальной части настоящей работы была спроектирована и изготовлена специальная установка [54]. Она позволяла как одновременно так и по отдельности, сообщать образцу постоянные во времени растягивающие или сжимающие усилия до 5000 Н и крутящий момент до 5 Hм. Кроме того, в некоторых опытах к установке подключали редуктор, позволяющий закручивать образцы со скоростями сдвиговых деформаций = 4·10-5-2,5·10-2 с-1. Схема установки представлена на рис. 2.1.

Образец 1 правым концом закреплен с помощью двух винтов в захвате 2, жестко соединенной с правой опорой 3. Левый конец образца таким же образом закреплен в конце вала 4, имеющего возможность свободно вращаться и перемешаться в осевом направлении в подшипниках опор 5. Крутящий момент передается через шкив 6, жестко закрепленный на валу шпоночным соединением, на котором намотана прочная нить 7 с подвешенным на конце грузом 8. При этом предусмотрена возможность изменения направления закручивания. В случае необходимости шкив 6 соединяли при помощи ременной передачи с редуктором, что обеспечивало вращение шкива 6 с постоянной угловой скоростью.

Осевую нагрузку создавали следующим образом. К нижнему концу троса 9, сходящему со шкива 10, подвешивали груз 11. При этом в тросе 12, намотанном на ось 13, возникало растягивающее усилие. Оно передавалось к образцу через нагрузочную раму 14, шарик 15 и нагрузочную раму 16, соединенную резьбой с валом. При сжатии 12 крепили с нижним концом рычага 17, насаженного на ось 18, установленную в двух опорах 19. Верхний конец рычага через шарик 20, раму 16 и вал передавал сжимающую силу образцу. Закрепленная на верхнем торце 17 вилка 21 препятствовала повороту рамы 14.

Угол закручивания образца определяли по показаниям шкалы 22 измерительного устройства. Индикатором часового типа 1 ИГМ 23 определяли осевое перемещение торца вала, позволяющее подсчитать продольную деформацию образца.

Нагрев производили электропечью 24. Температуру в процессе эксперимента регистрировали при помощи милливольтметра М 253, подключенного к хромель-капелевой термопаре, спай который подсоединяли к рабочей части образца.

Испытывали цилиндрические образцы с длиной и диаметром рабочей части 33 и 4 мм. Oбразцы, выполненные из CuAlMn, имели длину и диаметр соответственно 18 и 3 мм.

Рис. 2.1 – Схема экспериментальной установки пластического тела по формуле:

где Р – вес груза, создающего крутящий момент; R – радиус шкива 6; d – диаметр рабочей части образца.

Нормальные напряжения определяли, используя выражение:

где N – осевая нагрузка, передаваемая образцу.

Сдвиговую деформацию относили к наружной поверхности образца и определяли из соотношения:

где l – длина рабочей части; а – угол закручивания образца.

Погрешность в определении сдвиговой деформации не превышала 0,01%.

Осевую деформацию находили по формуле:

где l – изменение длины образца.

При определении осевой деформации учитывали также «инструментальную» погрешность, связанную с тепловым эффектом установки, которую предварительно находили по следующей методике. В установку закрепляли эталонный образец, выполненный из Ст. 3 с хорошо известным коэффициентом теплового линейного расширения = 1.06·10-5 K-1, и определяли дилатограмму от совместного теплового эффекта эталонного образца и установки. Из полученной суммарной дилатограммы вычитали дилатограмму эталонного образца, выделяя тепловой эффект собственно установки. В дальнейшем тепловой эффект установки учитывали путем добавления его к обратимым составляющим деформации при растяжении и вычитании при сжатии. Ошибка в измерении осевой деформации составляла – 0,005%, а температуры 2 К. В неизотермических опытах температуру изменяли со скоростью 10 К/мин. При обработке экспериментальных результатов использовали метод наименьших квадратов.

Типичные для настоящей работы схемы испытаний приведены на рис. 2.2 – 2.4. Здесь приведены схемы предварительного нагружения в координатах напряжение – деформация (а) и соответствующие траектории деформирования в пространстве – (б), для направлений исследований 1 и 3. При пропорциональном нагружении или при нагружении по одной из компонент деформации характер нагружения задается одним скалярным параметром деформирования К. При К = 1 нагружение происходит односторонне (т. е. напряжения не меняют своего знака в процессе деформирования), а при К < знакопеременно (в процессе деформирования напряжения изменяют знак). При последовательном двухзвенном, ортогональном нагружении необходимо использовать, как это показано на рис. 2.2, а уже два параметра деформирования КР и ККР для растяжения и кручения соответственно. После предварительного деформирования (по схеме на рис. 2.2) материал либо нагревали через интервал обратного мартенситного перехода (направление исследований 1), либо подвергали изотермическим осевому деформированию или же закручиванию (направление 3). Во всех случаях, фиксировали изменение осевых и сдвиговых составляющих деформаций, а в первом случае – и температуры.

Рис. 2.2 – Схема испытаний, поясняющая процедуру задания предварительной На рис. 2.3. приведена схема исследования циклической памяти формы при термоциклировании через интервалы мартенситных переходов под постоянной нагрузкой (рис. 2.3, а) и переменной нагрузкой (рис. 2.3, б) для направления исследований 2.

В первом случае материал нагружали в аустенитном или мартенситном состояниях до постоянных значений нормальных и касательных напряжений, затем термоциклировали через интервалы мартенситных переходов. Как видно из рисунка, при нагревании деформация частично восстанавливалась на величины, равные п и п. При охлаждении наблюдали пластичность прямого превращения в виде пп и пп.

Во втором случае (рис. 2.3, б) материал нагружали в мартенситном состоянии до напряжений Н и Н и нагревали под этими напряжениями до аустенитного состояния, где его разгружали до напряжений – 0 и 0 и охлаждали до исходного, мартенситного состояния. В мартенситном состоянии материал вновь догружали до Н, Н, после чего опыт повторяли по вышеописанной схеме.

По рис. 2.3, б нагрузке в мартенситном и разгрузке в аустенитном состояниях отвечают мгновенные скачки деформаций М, М и А, А соответственно.

При нагревании через интервал обратного мартенситного перехода происходит восстановление деформаций на величины П, П, а при охлаждении происходит их накопление на ПП, ПП.

Рис. 2.3 – Схема испытаний, используемая для исследования явления ЦПФ при термоциклировании при постоянных нагрузках (а) и переменных нагрузках (б) для На рис. 2.4 представлены схемы испытаний для исследования мартенситной неупругости в условиях механоциклирования. Материал нагружали постояным нормальным – (а) или касательным напряжением – (б) и «механоциклировали», изотермически изменяя касательные и нормальные напряжения односторонне или знакопеременно, измеряя при этом и осевые и сдвиговые составляющие деформаций. Если при механоциклировании по схеме (а) нормальное напряжение равнялось нулю, то имело место исследование осевого деформирования материалов при изотермическом закручивании [150, 151].

Рис. 2.4 – Схема исследования мартенситной неупругости в условиях При обработке экспериментальных результатов использовали метод наименьших квадратов. Температуру измеряли с точностью ± 1 К. В неизотермических опытах температуру изменяли со скоростью 10 К/мин.

Для снятия остаточных микронапряжений после механической обработки образцы подвергались холодному отжигу. Для этого они укладывались в специальный контейнер в количестве, необходимом для проведения эксперимента в конкретном режиме термомеханического воздействия. Затем контейнер помещался в муфельную печь и выдерживался при температуре 5500оС в течение одного часа. Охлаждение образцов производили на воздухе.

Перед проведением эксперимента с каждым образцом проводились 3- термоцикла в свободном состоянии с целью получения исходных диаграмм угловая деформация – температура = (Т). Отсутствие остаточных эффектов обратимого формоизменения на исходной диаграмме = (Т) свидетельствовало о готовности образца к испытаниям.

Характеристики температурных мартенситных переходов (ХТМП) определялись в условиях кручения при значении касательного напряжения = 40 МПа.

Данные опыты выполняли по следующей схеме: образец нагревали до температуры, соответствующей аустенитному состоянию, и нагружали крутящим моментом. Далее под нагрузкой его охлаждали через интервал прямого мартенситного перехода, а затем разгружали в мартенситном состоянии и нагревали до первоначальной температуры. Кинетика накопления и возврата деформации для определения ХТМП показана на рис. 2.5.

Рис. 2.5 – Зависимость угловой деформации от температуры при термоциклировании (стрелками отмечено направление изменения температуры) Эксперименты проводили по методике, позволяющей уменьшить количество испытываемых образцов. Смысл её поясняется следующими опытами. При неизменной траектории нагружения было выполнено предварительное тестирование на двух образцах. Первый использовался при последовательном увеличении нагрузки на двух этапах опыта, второй – сразу подвергался воздействию более высокого уровня напряжений, соответствующего второму этапу. Разброс по деформациям для максимального значения напряжения составил менее 5%.

То, что объект «забывал» предварительный уровень напряжений, позволило на партии из 172 образцов выполнить широкое систематическое исследование по влиянию вида режима обработки и способа задания предварительной деформации на функционально-механические свойства сплошных цилиндрических стержней из сплавов с памятью формы.

Глава 3. Влияние истории термомеханического нагружения на обратимое В третьей главе приведены данные систематических исследований ОФИ и термоциклического возврата деформаций в сплаве ТН-1 при термоциклировании через интервалы прямого и обратного мартенситных превращений. В данной главе использованы материалы диссертационной работы С. К. Овчинникова. Исследования проводились в двух термоциклических режимах (рис. 3.1):

а) термоциклирование под постоянной нагрузкой при нагревании и охлаждении через интервалы мартенситных превращений (первый режим);

б) термоциклирование через интервалы мартенситных превращений в разгруженном состоянии на этапе нагревания и под постоянной нагрузкой на этапе охлаждения (второй режим);

в) термоциклирование через интервалы мартенситных превращений под постоянной нагрузкой на этапе нагревания и в разгруженном состоянии на этапе охлаждения (третий режим).

Рис. 3.1 – Схемы режимов термомеханических тренировок: первый режим (а), Как отмечалось в литературном обзоре, механическое поведение материалов при термоциклировании существенным образом зависит от положений характеристических температур на температурной шкале. В нашем случае значения характеристических температур мартенситного перехода для сплава ТН–1 составляют приблизительно: М н =350 К; М к =300 К; А н =360 К; А к =420 К.

3.1 Поведение сплава ТН–1 в условиях кручения при термоциклировании под постоянной нагрузкой В работах [56, 153] показано, что при теплосменах под нагрузками через интервалы мартенситных переходов указанные металлы по истечении некоторого числа термоциклов имеют стабильные, независимые от числа циклов значения деформаций ЭПФ, ППП и скорости термоциклической ползучести (ТП).

Приведенные величины являются деформационными характеристиками ОФИ.

Для управления свойствами ОФИ необходимо менять силовые режимы термоциклирования. Так же показано влияние термомеханического воздействия, т. е.

«тренировки» на деформационные отклики при термоциклировании сплава в нагруженном и свободном состоянии.

3.1.1. Обратимое формоизменение в сплаве ТН–1 при термоциклировании через интервалы мартенситных переходов под постоянными напряжениями при нагревании и охлаждении Исследовали поведение эквиатомного сплава ТН-1 при термоциклировании через интервалы мартенситных переходов в условиях кручения под постоянной нагрузкой. Использовали сплошные цилиндрические образцы длиной и диаметром рабочей части соответственно 33 и 4 мм, выполненные из сплава ТН–1 в условиях поставки. Эксперимент проводили следующим образом: в мартенситном состоянии при температуре 295 К образец нагружали заданным крутящим моментом – М, сообщая ему касательное напряжение = 25 МПа, затем нагревали до 500 К, измеряя при этом угол сдвига, и охлаждали до исходной температуры. Термоциклирование проводили пока деформационные отклики, связанные с ЭПФ и ППП, не принимали установившиеся значения. В дальнейшем указанные серии опытов повторяли, но уже при других напряжениях: = 50; 75; 100; 125; 150; 175; 200 МПа.

Исследование показало, что при кручении на этапе нагревания наблюдается эффект памяти формы, а на этапе охлаждения – эффект пластичности прямого превращения с соответствующими деформационными откликами п и пп.

Также, как и для марганцемедных сплавов выполняется характерное неравенство пп > п, что говорит о том что и сплаву ТН–1 свойственно явление термоциклической ползучести (ТП). Данный факт схематически отражен на рис. 3.2.

Рис. 3.2 – Схема зависимостей деформации от температуры На рис. 3.2 представлен типичный график зависимости угловой деформации и температуры при термоциклировании через интервалы мартенситных переходов для напряжений = 75 МПа [154].

Рис. 3.3 – Зависимость между угловой деформацией и температурой при термоциклировании под напряжениями им н = о= 75 МПа, где 1, 2, 3, 4 соответственно 1-й, 2-й, 13-й и 22-й термоциклы Из хода кривых видно что, при термоциклировании через интервалы прямых и обратных мартенситных переходов под постоянной нагрузкой материал демонстрирует довольно сложное поведение. После нагружения мартенсита в первом цикле нагревания материал независимо от термоциклической предыстории показывал следующее:

а) при изотермической нагрузке в мартенситном состоянии происходит скачкообразное увеличение деформации;

б) при нагревании до АН сплав практически не деформировался, а при температуре выше АН начинал проявляться значительный ЭПФ, который достигал при высоких значениях касательных напряжений 10%, в дальнейшем при Т > АК он практически полностью исчезал;

в) имело место накопление неизотермической деформации в сторону внешней нагрузки уже при температурах меньше МН (явление пластичности обратного превращения), а при Т > АН наблюдали возврат деформации, который прекращался при температуре конца обратного превращения;

г) при охлаждении наблюдали накопление деформации в сторону силы, при МН < Т < МК. При Т < МК накопление деформации практически прекращалось.

Максимальная скорость возврата деформации приходилась на середину интервала АН – АК. Выше АК для большинства материалов при всех напряжениях изменения деформации не наблюдали.

Указанная на рис. 3.2 «не совершенность» эффекта памяти приводит к явлению ТП, которое представлено на рис. 3.4 для конкретного уровня действующих напряжений [155].

Рис. 3.4 – Зависимость сдвиговой деформации ТП от числа циклов при =125МПа:

I – стадия неустановившейся ТП; II – стадия установившейся ТП Из рис. 3.4 видно, что процесс ТП может быть представлен некоторой монотонной функцией = (N) и сведен, по крайней мере, к двум стадиям:

I – неустановившейся при d/dN > 0 и d2/dN2 < 0; II – установившейся ползучести при d/dN = const > 0 [156].

На рис. 3.5 представлен график зависимости между угловой деформацией и температурой при термоциклировании через интервалы мартенситных переходов для конкретного уровня напряжений = 25 МПа. Образец не прошел термомеханическую обработку.

Рис. 3.5 – Зависимости угловой деформации и от температуры при термоциклировании при = 25 МПа. Кривые 1, 2, 3, 4 соответственно Из хода кривых видно что, на этапе нагревания наблюдается восстановление деформации, а на этапе охлаждения – ее накопление в сторону внешней нагрузки. Причем накопление деформации происходит частично, поскольку в процессе охлаждения не проходит полностью прямой мартенситный переход из-за низкого значения температуры конца прямого мартенситного перехода, поэтому гистерезисные петли устремляются вниз, т. е. в целом имеет место эффект термоциклического возврата (ТВ) при теплосменах. Величина восстанавливаемой деформации в такте нагревания в этом случае достигает 1,5%.

Существенно иная картина наблюдается при переходе на более высокие напряжения термоциклирования. На рис. 3.6 представлены графики зависимости угловой деформации от температуры для более высоких уровней напряжений = 100 (рис. 3.6, а); 150 (рис. 3.6, б); 200 МПа (рис. 3.6, в).

Рис. 3.6 – Зависимости угловой деформации от температуры при термоциклировании при = 100 МПа (а), = 150 МПа (б), = 200 МПа (в);

кривые 1, 2, 3, 4 соответственно 1-й, 2-й, 13-й и 22-й термоциклы На рис. 3.7 представлена зависимость отношения установившихся деформаций от действующих напряжений. На данном рисунке четко выражен линейный участок зависимости деформации от напряжения, а так же участок, при котором зависимость монотонно возрастает с увеличением действующих напряжений, причем ППП несколько выше ЭПФ, что дает незамкнутость термомеханического гистерезиса [157].

Следует отметить, что при максимальном напряжении термоциклирования = 200 МПа деформация достигала 5 %.

Рис. 3.7 – Зависимости установившихся деформаций, обусловленных ЭПФ– п (1) и ЭПП – пп (2) от действующих напряжений Ниже рассматривается влияние числа термоциклов на деформационные отклики связанных ЭПФ и ППП. На рис. 3.8 приведены зависимости деформаций, обусловленных эффектами памяти формы и пластичности прямого превращения, от числа циклов для разных уровней действующих напряжений. Из хода кривых видно, что деформации п и пп монотонно возрастают с числом термоциклов, достигая насыщения по истечении 10-15 циклов [157].

Рис. 3.8 – Зависимости деформаций, обусловленных эффектом памяти формы а) и пластичности прямого превращения б) от числа термоциклов 3.1.2 Влияние предварительной термомеханической обработки на характеристики обратимого формоизменения при термоциклировании через интервалы мартенситных переходов под постоянными нагрузками Исследования осуществляли в первом режиме испытаний. Отличие состояло лишь в том, что после приведенного термоциклического «тренинга» мы возвращались к первоначальным напряжениям и повторяли эксперимент. Практически это выглядело следующим образом: после начальной серии испытаний = 25, 50, 75, 100, 125, 150, 175, 200 МПа образцы подвергали двум дополнительным сериям испытаний: = 25, 50, 75, 100, 125, 150, 175, 200, 250 МПа и = 25, 50, 75, 100, 125, 150, 175, 200, 250, 300 МПа.

Принимали, что во всех опытах второй серии материал был тренирован при напряжении = 200 МПа, а в опытах третий серии при = 250 МПа. После этого установившиеся характеристики ОФИ, при новых напряжениях сравнивали для нетренированного и тренированного материалов.

На рис. 3.9 приведены типичные зависимости угловой деформации от температуры при термоциклировании через интервалы мартенситных переходов, для конкретного уровня напряжений = 25 МПа после предварительной термомеханической «обработки».

Рис. 3.9 – Зависимости между угловой деформацией и температурой при термоциклировании при = 25 МПа; образец тренирован при = 200 МПа, где: 1, 2, 3, 4 соответственно 1-й, 2-й, 13-й и 22-й термоциклы Из хода кривых на рис. 3.10 мы видим, что тренированный материал в первом термоцикле на этапе нагревания демонстрирует интенсивное восстановление деформации, достигающее почти 5%. При этом на этапе охлаждения происходит накопление деформации приблизительно равное 2%.

Из рисунка видно, что в первом цикле деформация ЭПФ существенно превосходит деформацию ППП. В целом, за первый термоцикл возвращается около 4%. Возврат деформации происходит и при последующих термоциклах однако менее интенсивно (кривые 2,3,4). Кроме того, важно отметить, что после термомеханической обработки деформационные отклики, связанные с ЭПФ и ППП, значительно увеличились по отношению к нетренированному образцу.

Более конкретно этот эффект будет рассмотрен ниже.

Кривые на рис. 3.10 показывают, что после предварительной термомеханической обработки для более высоких уровней напряжений кинетика изменения деформации имеет тот же характер, что и для нетренированных образцов.

Однако, термоциклирование сопровождается значительным ростом деформационных откликов, что более подробно будет показано далее.

Рис. 3.10 – Зависимости угловой деформации от температуры при термоциклировании при = 75 МПа. Образец тренирован при = 200 МПа На рис. 3.11 представлены зависимости угловой деформации от температуры для образца «тренированного» при тр = 200 МПа. Из хода кривых видно, что термомеханическая тренировка под напряжением тр = 200 МПа способствует значительному увеличению деформационных откликов связанных с ЭПФ и ППП.

Поведение материала при обработке под напряжением тр = 250 МПа в данном режиме термоциклирования показано на рис. 3.12. Как видно из хода кривых, и здесь имеет место явление ТВ, описанное выше на рис. 3.9.