CC BY
32
изломов свидетельствовал о том, что трещина носит хрупкий интеркристаллитный характер, причем поверхность излома была покрыта сплошной тонкой пленкой галлия. Эти наблюдения подтверждают тот факт, что развитие трещины разрушения контролируется диффузией йа к устью трещины и его взаимодействием с зоной предразрушения. Более подробно механизм взаимодействия галлия со сплавом АМгб изложен в [6].
В данном исследовании критическое напряжение стКР не определялось.
Таким образом, полученные результаты позволяют сделать следующие выводы.
1. В эксплуатационном диапазоне нагрузок и температур длительная прочность сплава АМгбМ под воздействием жидкого ва катастрофически снижается (максимальное время до разрушения составляет десятки минут).
2. Процесс разрушения удовлетворительно согласуется с общими закономерностями длительной прочности твердых металлов в присутствии ПАВ.
3. Большой разброс экспериментальных данных в значительной степени связан с кинетикой образования и роста трещин разрушения, определяемой диффузи-
онным проникновением галлия и сложными процессами его взаимодействия с материалом образцов в зоне предразрушения.
ЛИТЕРАТУРА
1. Брюханова Л.С., Андреева И.А.. Лихтман В.И. О длительной прочности металлов и влиянии на нее поверхностно-активных металлических расплавов // ФТТ. 1961. Т. 3. № 9. С. 2774 - 2778.
2. Ростокер У.. Мак-Коги Дж.. Маркус Г. Хрупкость под действием жидких металлов. М.: ИЛ, 1962
3. Сумм БД.. Горюнов Ю.В.. Перцов H B.. Траскин В.Ю. Щукин ЕЛ. Развитие трещин в цинковых пластинах при их деформировании в присутствии локально нанесенной капли жидкого поверхностноактивного металла // ФМиМ. 1962. Т. 14. № 5. С. 757 - 765.
4. Лариков Л.H.. Максименко H.A.. Франчук В.И. Ориентационные изменения в бикристаллах алюминия при диффузии галлия // Металлофизика. 1990. Т. 12. № 2. С. 115-118.
5. Лариков Л.H., Прокопенко Г.И.. Франчук В.И.. Якубцов И.А. Исследование охрупчивания алюминия и сплава АМгб при взаимодействии с жидким галлием методом акустической эмиссии // ФХММ. 1990. №3. С. 5- 9.
6. Шипим В.Г.. Лебедев Е.Л., Ефименко В.Ю., Маспанов В.А. Влияние скорости деформирования на механические характеристики сплава АМгб в условиях поверхностного контакта с галлием II Вести. ТГУ Сер. Естеств. и технич. науки. Тамбов, 1998. Т. 3. Вып. 3. С. 262-264
УДК 669.018.2
АНАЛИЗ ПОТЕРИ ДИССИПАТИВНЫХ СВОЙСТВ МАТЕРИАЛОВ С ПАМЯТЬЮ ФОРМЫ ПРИ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОМ ЦИКЛИРОВАНИИ
© О.В. Иванова, А.Н. Романов, В.Б. Леняшин
Россия, Москва, Институт машиноведения им. А. А. Благонравова РАН
Ivanova O.V., Romanov A.N., Lenyashin V.B. The analyse of dissipative properties degradation of the alloys with form memory after thermo- mechanical cycling. The Ti - Ni - alloys with form memory was used for experimental research of theier dissipative properties after thermo-mechanical cycling. It has been estimated, that form memory effect are disappeared after thermo-mechanical cycling. Long cicling (20 cyclis) of the form memory properties are observed at the conditions, when the temperature was equal 300° С and the stress was equal 350 MPa.
Диссипативные свойства материала определяются его способностью переводить подводимую энергию в тепло. Материалы с памятью формы обладают уникальным свойством диссипировать подводимую энергию за счет наличия в структуре термоупругого мартенсита [1]. Эффект памяти формы (ЭПФ) сохраняется до тех пор, пока контролирующий механизм деформации связан с деформацией превращения, то есть с лидирующей ролью двойникующих дислокаций (дислокаций превращения) [2]. Они, в отличие от полных дислокаций, исчезают после снятия нагрузки, обеспечивая возврат сплава к исходному состоянию. Вид кривой напряжение - деформация при нагрузке и разгрузке сплавов с ЭПФ зависит от уровня температуры испытания Та по отношению к температуре начала (М5) и
конца (А/у)-прямого и температуре начала (Ах) и конца (^-обратного мартенситных превращений. Поэтому температуры А/у, Мр А5 и Ар контролирующие структурное состояние сплавов, оказывают определяющее
влияние на их диссипативные свойства. Если при деформации материала в определенном температурном интервале происходит изменение формы образца (или изделия) в результате прямого мартенситного превращения, а в процессе обратного мартенситного превращения образец восстанавливает свою форму, то такой материал обладает максимальной способностью диссипировать подводимую энергию [2].
В настоящей работе изучена потеря ЭПФ в результате активации, наряду с деформацией, связанной с частичными дислокациями, также деформации скольжения, связанной с действием полных дислокаций.
Материалом исследования служил никелид титана [3] марок ТН-1 и ТН-1К (ТУ-809-394-82). Испытания проводили на установке УМЭ-10Т, позволяющей проводить запись диаграмм следующих типов: усилие -деформация; деформация - температура; температура -усилие. Испытывали полые (диаметром 22 мм) и сплошные (диаметром 5 мм) образцы. Полноту восстановления формы оценивали параметром
где / - начальная длина рабочей части; /2 - длина рабочей части после снятия нагрузки (после упругого восстановления); /, - конечная длина рабочей части после нагрева выше температуры Ак. Температуры начала и
конца прямого и обратного мартенситных превращений и температура восстановления формы обозначены как ЬЛН и Мк - температура начала и конца прямого, а Ан и Ак - температура обратного мартенситного превращения, АНФ и АКФ - температура восстановления
формы. Температура восстановления формы обычно определяется температурой обратного мартенситного превращения, но она может и отличаться от нее при наличии противодействия. При свободном восстановлении формы образцом АНФ = Ан и А^ = Ак.
В данной работе температуры Мн и Мк не
определяли, а использовали паспортные данные (Мн = 70° С, Мк = 45° С), экспериментально установили температуры Ан, А^ Ан^, Ак^. Последовательность проведения испытаний при определении температур обратного мартенситного превращения Ан, Ак и
восстановления формы Ан^\ А^ на образцах, деформированных на заданную величину, сводятся к следующим операциям:
- при определении температур Ан и Ак проводится
разгрузка образца и установка нагружающей тяги (пуансона) в такое положение, чтобы обеспечить свободное изменение линейных размеров образца на величину, не менее чем на 2 % больше заданной предварительной деформации;
- при определении температур восстановления
формы образца при наличии противодействия АнФ и
АкФ проводится разгрузка или нагружение образца,
чтобы обеспечить требуемую величину напряжений, препятствующих возврату, то есть сжатию образца до начального состояния.
Таблица 1.
Зависимость температуры АИ^, А^ обратного
превращения от величины сопротивления восстановлению формы
Сплав а, МПа 0 100 200 300 400 500
1 АНФ°С 27 35 55 80 105 125
55 ar.%Ni Акф,°С 95 105 125 155 190 225
2 АНФ,°С 100 110 125 150 175 200
50 aT.%Ni А*.‘С 120 130 155 185 220 265
Далее проводится нагрев до температур 250 -280° С с записью изменения линейных размеров образца в координатах температура - деформация с последующей расшифровкой диаграммы температура - деформация. При четко выраженном начале и конце процесса восстановления формы на кривой восстановления обнаруживаются точки перелома (при отсутствии четких прогибов на кривых характерные точки определяются по методу касательных). В таблице 1 приведены
значения температуры А^, А^ обратного превращения в зависимости от величины сопротивления восстановлению формы.
При исследовании влияния термоциклирования на ЭПФ последовательность проведения испытаний включала следующие операции. Первоначально проводили предварительную подготовку образца к термо-циклированию, заключающуюся в нагреве сплава до полной аустенитизации, затем образец охлаждался, но в процессе охлаждения к силовому элементу из сплава ТН-1 прикладывалось постоянное растягивающее напряжение наведения ан. Когда достигалась при охлаждении температура Мн, силовой элемент испытывал
деформацию. Процесс деформации заканчивался при температуре Мк Растягивающая нагрузка снималась.
При повторном нагреве до Ан элемент возвращался в
свое исходное положение (сокращался в длине), то есть реализовался ЭПФ, который заканчивался при температуре Ак.
Результаты по термоциклированию по рассмотренной выше программе показали, что с каждым циклом деформация памяти формы увеличивалась и через определенное число циклов стабилизировалась. Ее величина становилась равной величине удлинения. Число термоциклов до полной стабилизации и величина удлинения зависят от ан. Исследования образцов при
различных степенях предварительной пластической деформации растяжения и сжатия показали, что термомеханическое циклирование приводит к накоплению остаточной деформации и потере ЭПФ. Длительное сохранение ЭПФ обеспечивается при температуре 300° С и напряжении 350 МПа, при котором ен = епф = 6 %. При стн = 300 МПа условие ен = гпф
достигается к 20 циклу. Потеря эффекта памяти формы при термомеханических тренировках связана с накоплением дислокаций, не связанных с диссипацией энергии по механизму деформации превращения. При использовании материалов с памятью формы в конструкциях [4], подвергающихся периодическим термомеханическим воздействиям, необходимо учитывать потерю ЭПФ в процессе работы материала.
ЛИТЕРАТУРА
1. Лихачев В.А., Кузьмин С.Л.. Каменцева З.П. Эффект памяти формы. Л.: ЛГУ. 1987. 216 с.
2. Иванова B.C., Баюн кин A.C., Бунин И Ж.. Оксогоев А.А Синергетика и фракталы в материаловедении. М.: Наука, 1994. 383 с.
3. Корнилов ИИ. и др. Никелид титана и другие сплавы с эффектом памяти формы. М.: Наука, 1977. 316 с.
4. Тихонов A.C., Герасимов А.П., Прохоров И.И. Применение эффекта памяти формы в современном машиностроении. М.: Машиностроение, 1981. 80 с.
