CC BY
28
УДК 669.24’295:548.55:539.371
Е.Ю.Панченко, И.В.Киреева, Ю.И.Чумляков, А.В.Овсянников ОРИЕНТАЦИОННАЯ ЗАВИСИМОСТЬ ЭФФЕКТА ПАМЯТИ ФОРМЫ И СВЕРХЭЛАСТИЧНОСТИ В МОНОКРИСТАЛЛАХ Т1-51ат.%№
The quenched Ti-51at%Ni single crystals have been the systematically investigated on the subject of strength properties of B2 phase, shape memory effect and superelasticity, depending on crystals compression axis orientation. For the fist time the superelasticity in titanium-nickel quenched single crystals, with orientation close to [001] direction, was discovered in wide temperature range of 60-130 K.
Введение
Сплавы никелида титана могут испытывать термоупругие мартенситные превращения (МП) В2-ОВ19' при охлаждении/нагреве или под действием нагрузки, которые приводят к эффекту памяти формы (ЭПФ) и сверхэластичности (СЭ). Известно [1,2], что в закаленных поли- и монокристаллах никелида титана, не содержащих дисперсных частиц и дефектов кристаллического строения, СЭ не наблюдается. CЭ связана с превращением из В2 фазы в B19'-мартенсит под нагрузкой при T > Af (Af — температура окончания обратного МП В2^Б19'), который при данной температуре является термодинамически нестабильным и при снятии нагрузки испытывает обратное превращение в В2 фазу. Низкие прочностные свойства В2 фазы способствуют развитию пластической деформации высокотемпературной фазы в процессе превращения В2^В19' под нагрузкой, что препятствует обратному движению границы «мартенсит-аустенит» при снятии нагрузки и, следовательно, приводит к отсутствию СЭ. Поэтому для появления СЭ в материале необходимо упрочнить высокотемпературную В2 фазу, чтобы подавить процессы пластического течения в кристалле при МП под нагрузкой. В сплавах никелида титана к повышению уровня деформирующих напряжений В2 фазы приводит, во-первых, увеличение концентрации никеля (СМ > 50,6 ат.%) и выделение дисперсных частиц второй фазы Ti3Ni4 за счет эффектов дисперсионного твердения [1-3]. Во-вторых, деформация скольжением в высокотемпературной В2 фазе в сплавах никелида титана реализуется дислокациями а<100>{110} [4]. В монокристаллах, ориентированных для растяжения/сжатия вдоль [001], фактор Шмида для данных систем скольжения равен 0. Следовательно, за счет уменьшения фактора Шмида для скользящих дислокаций в монокристаллах никелида титана можно получить высокопрочное состояние при ориентации оси растяжения/сжатия вдоль [001] направления. В настоящей работе ставилась задача на монокристаллах Т1-51ат.%№ исследовать ориентационную зависимость прочностных свойств В2 фазы, ЭПФ и выяснить возможность получения СЭ в закаленных [001] монокристаллах никелида титана.
Методика эксперимента
Монокристаллы Т1-51ат.%№ были выращены методом Бриджмена в модернизированной установке «Редмет-1» в атмосфере инертного газа с использованием графитного тигля. Монокристалличность была подтверждена рентгеновскими методами и оптической микроскопией протравленной поверхности кристалла. После роста кристаллы гомогенизировали при 1173 К в течение 20 часов. Образцы на сжатие для испытаний были вырезаны на электроискровом станке и имели форму параллелепипеда размером 2,5х2,5х5 мм. Поврежденный слой удаляли химическим травлением в растворе 10%HF+40%HN03+50%H20. Для получения однофазного состояния образцы были закалены в воду комнатной температуры после отжига в среде гелия при 1203 К в течение 0,5 часа. Перед испытанием образцы шли-
фовали и электролитически полировали в электролите 5% НС104 + 95% СН3СООН при Т = 293 К, и = 20 В.
Испытания на сжатие были проведены на модифицированной машине типа «Поляны» с записью кривых на двухкоординатном самописце. Скорость деформации при сжатии составляла 14Х10-4 с-1. Температуру испытания от 273 К до 363 К поддерживали с точностью до 1 К в воде, низкие температуры получали смешением жидкого азота с этиловым спиртом. Ориентации оси кристалла, представленные на рис.1, были определены на рентгеновском дифрактометре «Дрон-1» с использованием Си^а излучения, отклонение от указанной ориентации не более 3°.
Предполагалось, что ориентации [-112],[-111], [011] будут «мягкими», с низкими прочностными свойствами В2 фазы из-за высоких значений факторов Шмида (т = 0,470,35) в этих ориентациях для систем скольжения а<001>{011}. В ориентациях [-117], [001] скольжение дислокаций с кубическим вектором Бюргерса затруднено из-за низких значений факторов Шмида (т[-П7] = 0,19, т[001] = 0) для данных систем скольжения. Следовательно, эти ориентации могут быть «жесткими» с высокими значениями предела текучести В2 фазы [4]. Температуры МП определялись по зависимости электросопротивления от температуры. В закаленном состоянии для монокристаллов Т1-51ат.%№ температуры начала и конца прямого МП В2^Б19' М8 = 150 К, М/ = 123 К, а температуры начала и конца обратного МП
В19'—> В2 при нагреве А3= 168 К, А/ = 190 К. Все механические испытания проводились при сжатии, так как при ориентации оси растяжения вдоль [001] монокристаллы разрушаются хрупко вблизи предела текучести (е < 1%).
Результаты исследования и их обсуждение
Зависимость предела текучести от температуры для монокристаллов Т1-51ат.%№ с различной ориентацией оси сжатия представлена на рис.2. Минимум на кривых соответствует температуре начала МП В2^Б19' при охлаждении, М8 = 150 К, определенной по зависимости электросопротивления от температуры. На кривых а0д(Т) можно выделить три участка, что характерно для сплавов, испытывающих термоупругие МП. Первый низко-
Рис.2. Зависимость предела текучести от температуры для закаленных монокристаллов Ть51ат.%1\Л, способ деформации — сжатие; 1 — ориентация [-112], 2 — ориентация [-111], 3 — ориентация [-117], 4 — ориентация [001]
-111
-112«Г
*п V 1
001 011
Рис.1. Исследуемые ориентации оси монокристаллов Т1-51ат.%1\П в стандартном стереотреугольнике
температурный участок при Т < М5 связан с деформацией кристаллов Б19' мартенсита охлаждения за счет движения двойниковых и межвариантных границ. Вторая стадия в интервале температур М8 < Т < Ма (Ма — температура, при которой напряжения для образования мартенсита равны пределу текучести В2 фазы) характеризуется линейной зависимость ст0д(Т), связана с МП под действием нагрузки и описывается уравнением Клайперона-Клаузиуса [1]:
ёъ _ АН
аТ е0Т0
где Т0 — температура равновесия фаз; АН — энтальпия превращения; е0 — деформация превращения, зависящая от ориентации кристалла, которую экспериментально можно определить по величине ЭПФ. Обнаружена сильная ориентационная зависимость температурного интервала существования МП под действием нагрузки (АТ = Ма- М8) (см. рис.2, табл.). В ориентациях [-117], [001] температурный интервал МП под нагрузкой, который определяет максимально возможный температурный интервал проявления СЭ, шире, чем в ориентациях [-111] и [-112]. Угол наклона а _ ёъ/ёТ на данной стадии (М8 < Т < Ма) незначительно зависит от ориентации, хотя при растяжении этих же ориентаций наблюдается сильная ориентационная зависимость а [5]. Слабую ориентационную зависимость а при сжатии можно объяснить исходя из уравнения Клайперона-Клаузиуса. Экспериментальные и теоретические значения ЭПФ при сжатии для данных ориентаций имеют близкие значения в отличие от растяжения, что и приводит к слабой зависимости угла наклона а от ориентации (см. табл.). Наконец, на третьей высокотемпературной стадии при Т > Ма значения ст0д соответствуют пределу текучести В2 фазы. Как видно из рис.2, прочностные свойства В2 фазы в ориентациях [-117], [001] в 1,5-2 раза выше, чем в ориентациях [-111] и [-112], что наряду с широким температурным интервалом существования МП под нагрузкой дает основания ожидать появления СЭ в [-117], [001] кристаллах.
Ориентационная зависимость функциональных свойств закаленных монокристаллов Т1-51ат.%№ при деформации сжатием
Ориентация ЭПФ, е0, % ёъ/ёТ, МПа АТ, К АТсэ, К еСЭ, %
Теория [1,6] Эксперимент
[-111] 3,6 3,2 3,6 155
[011] 5,2 5,0 — — СЭ не наблюдается
[-112] 5,0 4,9 3,0 170
[-117] 5,3 4,8 3,0 260 60 4,5
[001] 4,2 4,15 3,25 290 130 4,2
Кривые зависимости ъ(е) при Т > А/ для монокристаллов Т1-51ат.%№ приведены на рис.3. В «мягких» ориентациях [-111], [011], [-112] СЭ не обнаружено, что видно на зависимости ъ(е) для кристаллов с осью сжатия вдоль [-112] направления (рис.3а). Впервые в закаленных монокристаллах без дополнительной термомеханической обработки была получена СЭ при сжатии в «жестких» ориентациях [-117] и [001] (рис.3б,в). Температурный интервал наблюдения СЭ (АТСЭ) увеличивается в два раза при приближении ориентации оси сжатия монокристаллов к полюсу [001] (рис.3б,в, табл.). Высокий предел текучести В2 фазы в ориентации [001] приводит к подавлению пластического течения в высокотемпературной Б2 фазе при МП под нагрузкой при напряжениях до 700 МПа, что на 200 МПа выше, чем в ориентации [-117] (рис.3б,в).
Таким образом, температурный интервал проявления СЭ в закаленных монокристаллах определяется прочностными свойствами В2 фазы. Величина Аъ, определяемая по высоте петли механического гистерезиса при деформации, равной половине величины СЭ
(рис.3), в закаленных кристаллах слабо зависит от температуры испытания и составляет в ориентации [-117] 250-300 МПа, а в ориентации [001] 150-170 МПа. Механический гистерезис обусловлен рассеянием энергии при прямом и обратном МП под нагрузкой, что связано с «трением» при образовании, перемещении и взаимодействии межфазных границ. В материалах с низкими прочностные свойства В2 фазы возможна релаксация напряжений путем образования дефектов при зарождении и росте кристаллов мартенсита, что приводит к увеличению «трения» при обратном движении межфазной границы при разгрузке и, соответственно, к увеличению высоты петли СЭ. В ориентации [001] с более высокими прочностными свойствами В2 фазы эффективная сила трения при образовании и движении границ «аустенит-мартенсит», а следовательно, и рассеяние энергии при МП В2^Б19' будет меньше, чем в ориентации [-117]. Это приводит к различным величинам механического гистерезиса Дст в данных кристаллах.
Экспериментальные значения ЭПФ в однофазных монокристаллах Т1-51ат.%№ совпадают с теоретически рассчитанными значениями при учете только деформации решетки (см. табл.). Это значит, что при деформации кристалла в мартенситном состоянии при Т < М8, не содержащего дисперсных частиц, самоаккомодирующая треугольная микроструктура мартенсита исчезает под действием нагрузки за счет движения междвойниковых границ, и образуется монокристалл В19', практически не содержащий дефектов внутреннего строения [1,2]. При нагреве такого монокристалла до Т > Лу происходит превращение монокристалла Б19' в монокристалл В2 фазы, и, следовательно, наблюдается ЭПФ, величина которого определяется только величиной деформации решетки.
На рис.4 представлены кривые СЭ при разных степенях деформации для монокристаллов с ориентацией оси сжатия вдоль [001] направления. Видно, что увеличение степени деформации приводит к росту величины механического гистерезиса Дст. Сопоставление максимальной величины СЭ и величины ЭПФ в [001] кристаллах при сжатии (см. рис.4, табл.) показывает, что эти величины равны.
Рис.3 Кривые ст(е) в зависимости от температуры для различных ориентаций закаленных монокристаллов Ть51ат.%1\Л, способ деформации — сжатие: а — ориентация [-112], б — ориентация [-117], в — ориентация [001]
Рис.4. Зависимость кривых СЭ от степени деформации сжатием для [001] закаленных монокристаллов Т1-51ат.%1\П, температура испытания 213 К
Выделение дисперсных частиц Т13№4 размером 30-400 нм в монокристаллах Ть 51ат.%№ приводит к появлению СЭ во всех ориентациях при растяжении и сжатии [2,5]. В «мягких» ориентациях в гетерофазных монокристаллах величина ЭПФ всегда меньше величины деформации решетки при В2^Б19' МП, но больше максимальной СЭ на 1,5-2% [5]. Экспериментально установлено, что величина механического гистерезиса уменьшается в 25 раз с ростом температуры испытания в [-111], [-112], [011] монокристаллах с дисперсными частицами [5], тогда как в закаленных кристаллах ориентации [001] Дст не зависит от температуры испытания. Такие особенности проявления СЭ в однофазных и гетерофазных монокристаллах Т1-51ат.%№ можно объяснить различием тонкой структуры кристаллов мартенсита Б19' в этих материалах. Электронно-микроскопические наблюдения показали [7], что кристаллы мартенсита Б19', которые наследуют из аустенита дисперсные частицы Т13№4, содержат высокую плотность составных двойников <001>(100), тогда как в мартен-ситных кристаллах без частиц наблюдается в основном двойникование <011> по типу II. Составные двойники в гетерофазных кристаллах появляются как геометрически необходимые дефекты для сохранения сплошности на границе «частица-матрица» при МП В2^Б19'. Поэтому частицы препятствуют полному раздвойникованию кристаллов мартенсита Б19', что приводит к уменьшению ЭПФ в гетерофазных кристаллах ориентации [-111] при растяжении почти в два раза по сравнению с однофазными [-111] кристаллами [5].
Частичное раздвойникование кристаллов мартенсита В19' в материалах с дисперсными частицами может приводить к изменениям плотности составных двойников в мартен-ситных кристаллах в зависимости от температуры испытания и уровня приложенных напряжений. Это обуславливает уменьшение механического гистерезиса с ростом температуры испытания, различия показателей ЭПФ и максимальную СЭ в гетерофазных монокристаллах. В закаленных [001] монокристаллах величина ЭПФ равна максимальной величине СЭ, и механический гистерезис не зависит от температуры испытания. Следовательно, в однофазных материалах при деформации как при измерении ЭПФ (Т < М8), так и при измерении СЭ (Т > Лу) образуется полностью раздвойникованный кристалл мартенсита Б19', который при снятии нагрузки при Т > Лу переходит в монокристалл В2 фазы.
Выводы
Таким образом, впервые в однофазных закаленных монокристаллах Т1-51ат.%№ обнаружена СЭ при ориентации оси сжатия вблизи [001] направления. Показано, что температурный интервал проявления СЭ в закаленных монокристаллах никелида титана составляет 60-130 К и контролируется уровнем деформирующих напряжений В2 фазы. Величина ЭПФ
и СЭ в закаленных монокристаллах Т1-51ат.%№ определяется только величиной деформации решетки в отличие от гетерофазных монокристаллов, где функциональные свойства материала зависят от параметров микроструктуры сплава: размера, объемной доли дисперсных частиц.
Работа выполнена при поддержке гранта РФФИ 02-02-16019 и Министерства образования России Е02-4.0-4.
1. Otsuka К., Wayman C.M. Shape memory materials. Cambridge University Press, 1998. 284 p.
2. Gall K., Sehitogly H., Karaman I., Anderson R., Zhang X., Chymlyakov Yu.I., Maier H.J. // Acta mater. 2000.
№48. Р.3311-3326.
3. Лихачев В. А., Кузьмин С.Л., Каменцева З.П. Эффект памяти формы, Л.: Изд-во ЛГУ, 1987. 216 с.
4. Сурикова Н.С., Чумляков Ю.И. // ФММ. 2000. Т.89. №2. С.98-107.
5. Чумляков Ю.И., Ефименко С.П., Киреева И.В., Панченко Е.Ю., Сехитоглу Х., Галл К., Яя Л. // ДАН.
Сер.: Техн. физика. 2001. Т.381. №5. С.610-613.
6. Miyaski S. Kimura S. Otsuka K. and Suzuki Y. // Scripta Metallurgica. 1984. V.18. Р.883-888.
7. Nishida M., Wayman C.M., Chiba A. // Metallography. 1988 V.21. №3. Р.275-291.
