CC BY
28
УДК 539.23: 669.2.017:620.18:621.789 DOI: 10.20310/1810-0198-2016-21-3-1346-1349
ОРИЕНТАЦИОННАЯ ЗАВИСИМОСТЬ МЕХАНИЧЕСКОГО ГИСТЕРЕЗИСА В МОНОКРИСТАЛЛАХ №РеОа ПРИ ДЕФОРМАЦИИ СЖАТИЕМ
© Е.Е. Тимофеева, Е.Ю. Панченко, Ю.И. Чумляков, А.И. Тагильцев
Томский государственный университет, г. Томск, Российская Федерация, e-mail: katie@sibmail.com
Исследована зависимость величины механического гистерезиса от ориентации и температуры испытания в монокристаллах сплава Ni54Fe19Ga27 (ат.%) при деформации сжатием. Слабое изменение гистерезиса с ростом температуры характерно для мартенситного превращения под нагрузкой, не сопровождающегося раздвойнико-ванием, и наблюдается при образовании 14М-мартенсита независимо от ориентации и при образовании L10 -мартенсита в [001]-монокристаллах. В ориентациях, в которых процесс развития мартенситного превращения под нагрузкой сопровождается раздвойникованием L10-мартенсита, величина механического гистерезиса определяется температурой испытания и ориентацией кристалла.
Ключевые слова: термоупругие мартенситные превращения; сверхэластичность; механический гистерезис.
Монокристаллы сплавов Гейслера NiFeGa привлекают особый интерес исследователей в связи с возможностью их последующего широкого применения, например, в качестве высокотемпературных актюато-ров. Показано [1-2], что монокристаллы NiFeGa, ориентированные вдоль [001]-направления, испытывают большие обратимые деформации (до 6 % при сжатии и 12 % при растяжении) и проявляют сверхэластичность (СЭ) в широком интервале температур (180 К при сжатии и ~400 К при растяжении) [1-2]. Особенностью сплавов NiFeGa является каскад мартенситных превращений (МП) под нагрузкой - L2r10M/14M-L10 [1]. Последовательность МП зависит от ориентации и температуры испытания и определяет функциональные свойства материала.
При исследовании L21-14M-L10 МП под нагрузкой обнаружено [1-4], что раздвойникование 14М-мартенсита вносит незначительный вклад в деформа-
14ы 14M
цию превращения и Есур и £cvp+detw, в отличие от L10-мартенсита. Можно выделить 2 класса кристаллографических ориентаций в монокристаллах NiFeGa [4]. Если L10-мартенсит не раздвойниковывается в процессе МП под нагрузкой, то величина деформации превращения при образовании 14М- и L10-структур близка
Lin 14Af ~ ~
" £cvp+detw, и это - первый класс ориентаций.
UCVP
Ко второму классу относятся ориентации, в которых раздвойникование Ь10-мартенсита вносит вклад в деформацию превращения и £сур+аеш > £сур = = ¿СУР+Леш- Взаимосвязь процессов раздвойнико-вания Ь10-мартенсита и ориентации с величиной механического гистерезиса в монокристаллах №ЕеОа к настоящему времени не установлена. Величина гистерезиса, характеризующая рассеяние энергии, является одним из критических параметров, определяющих практическое применение материала. В данной работе представлено исследование закономерностей изменения величины гистерезиса Да при вариации температу-
ры и ориентации в монокристаллах ферромагнитного сплава Ni54Fe19Ga27 (ат.%) при деформации сжатием.
На рис. 1 представлены зависимости механического гистерезиса от температуры Да(Т) для ориентаций первого ([001]) и второго ([011] и [012]) классов в интервале развития сверхэластичности (СЭ).
Температурный интервал развития СЭ ДТСЭ = = ТСЭ2-ТСЭ1 сильно зависит от ориентации и определяется прочностными свойствами мартенсита [4]: максимальный интервал ДТСЭ = 180 К наблюдается в высокопрочной [001]-ориентации, минимальный интервал 80 К - в низкопрочной [012]-ориентации.
40
2 3S
s эо
5 2S 20 15
120 а |80
¿40
И. I
ДТга • ■ !
14М у*
[0011
280 Э00
14М
320 лТ
340 360 380 400 420
И,
440 Т . К б
40
>---(011)
280 300 320 340 360 380 400 420 440 Т. К
в
S 30
$ 20 10
лТ
»LI.
у » ** 14М
1012]
280 300 320 340 360 380 400 420 440 Т. К
Рис. 1. Зависимости механического гистерезиса от температуры Да(Т в монокристаллах NiFeGa: [001]-ориентация (а), [011] (б) и [012] (в)
0 1 2 3 4 5 с.% 0 1 2 3 4 5 i,%
Рис. 2. Кривые a(s) для монокристаллов NiFeGa при сжатии
Как видно из рис. 1а, на зависимости Да(Т) для [001]-монокристаллов первого класса наблюдаются стадии, для которых характерна слабая зависимость значений гистерезиса от температуры. Величина гистерезиса Да на первой стадии (от Af = 283 до 340 К) составляет Да = 20(±0,5) МПа. На второй стадии (при Т > 360 К) значения Да в ~2 раза выше, чем на первой -38(±0,5) МПа. Как известно [5], мартенсит с 14М-структурой содержит высокую плотность микродвойников, что обеспечивает хорошую упругую аккомодацию 14М- и Ь21-фаз, низкую силу трения при движении межфазной границы и малый механический гистерезис, по сравнению с Ь10-мартенситом. Следовательно, по величине механического гистерезиса можно оценить температуру изменения последовательности МП под нагрузкой 330^360 К в [001]-кристаллах при сжатии. Это подтверждается электронно-микроскопическими исследованиями остаточного 14М-мартенсита при Ms = 274 К и Ь10-мартенсита - при высокой температуре Т ~ ТСЭ2 [4]. Отсутствие изменения гистерезиса с ростом температуры при образовании только 14М или только Ы0-мартенсита можно объяснить, исходя из модели Ройтбурда [6]. В [001]-ориентации под действием нагрузки раздвойникование не проходит ни в 14М-, ни в Ь10-мартенсите по геометрическим условиям нагружения. Значит, отклонения габитуса от инвариантной неискаженной плоскости под действием нагрузки не наблюдается, и увеличение напряжений с ростом температуры не оказывает влияния на гистерезис. Подобная зависимость Да(Т) также наблюдалась в [001]-монокристаллах TiNi при B2-B19' МП под нагрузкой, для которых sCVp = sCVp+detw [4].
Поскольку 14М-мартенсит не раздвойниковывается независимо от ориентации, то в [011]- и [012]-кристаллах величина механического гистерезиса Да14М, как и в [001]-ориентации, практически не зависит от температуры испытания (рис. 1), но определяется ориентацией. Минимальные значения Да14М 15-20 МПа наблюдаются в [001]- и [012]-монокристаллах. В [011]-монокристаллах значения Да14М в ~2 раза выше, что может быть связано с возникновением под нагрузкой нескольких вариантов 14М-мартенсита, как показывают in situ наблюдения [7].
При исследовании МП при сжатии в ориентациях второго класса обнаружено, что в [011]-кристаллах при Т < 320 К развивается L2i-14M-L10 МП, которое характеризуется различными критическими напряжениями образования мартенсита и величинами механического
гистерезиса [7]. Например, при 295 К Да14М = 45 МПа, Дацо = 130 МПа (рис. 1б, 2). Превращение при низких температурах в [011]-кристаллах проходит последовательно. Сначала образуется адаптивный 14М-мартенсит, который облегчает последующее зарождение Ь10-мартенсита [3] при более высоких напряжениях (рис. 2). Одновременно образуется несколько систем Ы0-мартенсита, пересечение которых затрудняет процесс раздвойникования. Это приводит к широкому гистерезису ДаЫ0 и высокому коэффициенту деформационного упрочнения 0 = (йаМе при 295 К на второй стадии при 14М-Ь10 МП.
С увеличением температуры последовательность МП в [011]-кристаллах изменяется, и при Т > 320 К МП идет напрямую из Ь21-аустенита в Ы0-мартенсит [7]. Превращение Ь21-Ь10 требует больших затрат энергии из-за упругих искажений, создаваемых вариантом Ь10-мартенсита в матрице. При развитии Ь2ГЬ10 МП возникает зуб текучести - резкое уменьшение («сброс») напряжений, когда образовавшийся с максимальным фактором Шмида ориентированный кристалл мартенсита проходит через весь образец. Это приводит к релаксации упругой энергии, облегчает последующее движение межфазной границы и обеспечивает низкий коэффициент 0 ~ 0. Дальнейшее развитие деформации в [011]-кристаллах при Т > 320 К сопровождается еще одним «сбросом», который также наблюдался на сплавах Со№А1, испытывающих одностадийные Б2-Ь10 МП [8], и может быть связан с мгновенным образованием большого количества Ь10-мартенсита в оставшемся объеме кристалла. Термоактивируемое движение двойниковых границ при высоких температурах облегчает раздвойникование мартенсита, по сравнению с низкими температурами, и приводит к малому 0 и уменьшению гистерезиса ДаЫ0 с ростом температуры до 35 МПа при ТСЭ2 (рис. 1б, 2).
В [012]-ориентации второго класса при сжатии в интервале развития СЭ реализуется только последовательность Ь2Г14М-Ы0 МП под нагрузкой, т. к. температура изменения последовательности выше, чем ТСЭ2 [9]. Однако, в отличие от [011]-ориентации при 295 К превращения Ь2Г14М и 14М-Ь10 не разделяются и проходят одновременно. Аккомодация Ь2Г и Ь10-структур происходит через область с 14М-структурой, содержащую большую плотность микродвойников. Поэтому в [012]-кристаллах при 295 К механический гистерезис узкий ~15 МПа, в отличие от [011]-крис-таллов. При Т > 300 К в [012]-кристаллах, также как в [011], на кривых а(е) появляются стадии, которые различаются по уровню напряжений и механическому гистерезису (рис. 2). Вторая стадия связана с образованием и раздвойникованием Ь10-мартенсита, что, как и в [011]-ориентации, сопровождается широким механическим гистерезисом, который увеличивается с ростом температуры до 40 МПа (рис. 1в, 2). Увеличение механического гистерезиса в [012]-кристаллах может быть связано, во-первых, с образованием двух систем Ь10-мартенсита. Во-вторых, с низкими прочностными свойствами мартенсита: предел текучести Ь10-мартен-сита составляет 368^382 МПа [9], слабо зависит от температуры и достигается ранее температуры изменения последовательности МП. Поэтому при раздвойни-ковании Ь10-мартенсита в [012]-ориентации отклонение плоскости габитуса под действием внешних напряжений от инвариантной плоскости приводит к возникновению дополнительных упругих внутренних
напряжений, которые могут релаксировать и приводить к увеличению гистерезиса ДаЫ0. При Т > ТСЭ2 в [012]-кристаллах происходит изменение последовательности МП под нагрузкой на Т2ГЫ0 и на кривых а(е) появляется зуб текучести [9]. Однако при Т > ТСЭ2 МП под нагрузкой развивается одновременно с пластической деформацией Ь10-мартенсита, механический гистерезис очень широкий и совершенной СЭ не наблюдается.
В [011]-монокристаллах дополнительно к перечисленным причинам уменьшения гистерезиса следует указать более высокие прочностные свойства мартенсита - 430-450 МПа [4]. Поэтому при раздвойникова-нии Ь10-мартенсита упругие напряжения, возникающие при повороте плоскости габитуса, не релаксируют, как в [012]-кристаллах. Доказательством такого механизма может быть отсутствие зависимости гистерезиса ДаЫ0 от степени деформации (рис. 2, кривая при 383 К). Накопленная при прямом МП упругая энергия является движущей силой обратного МП и способствует развитию МП с узким гистерезисом при высоких температурах.
Таким образом, экспериментально показано, что при деформации сжатием монокристаллов №54Те19Оа27 (ат.%) наблюдается три типа температурной зависимости механического гистерезиса от температуры. В [001]-кристаллах, в которых раздвойникование Ь10-мартенсита по геометрическим причинами нагру-жения затруднено, величина гистерезиса не зависит от температуры при образовании 14М и Ь10-мартенсита. В ориентациях, для которых характерно раздвойнико-вание Ь10-мартенсита, величина гистерезиса ДаЫ0 изменяется с ростом температуры. Увеличение механи-
ческого гистерезиса обнаружено в низкопрочных [012]-кристаллах, где развивается Т2Г14М-Ы0 последовательность МП. Уменьшение гистерезиса ДаЫ0 наблюдается в более прочных [011]-кристаллах, в которых в интервале развития СЭ изменяется последовательность МП с Ь2Г14М-Ы0 на Ь2ГЬ10.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Panchenko E., Chumlyakov Y., Maier H.J. et al. // Intermet. 2010. V. 18. P. 2458-2463.
2. Hamilton R.F., Sehitoglu H., Efstathiou C. et al. // Acta Mater. 2007. V. 55. P. 4867-4876.
3. Kaufmann S., Rofiler U.K., Heczko O. et al. // Phys. Rev. Lett. 2010. V. 104. P. 145702.
4. Chumlyakov Y.I., Kireeva I. V., Panchenko E. Y. et al. Physics of Ther-moelastic Martensitic Transformation in High-Strength Single Crystals // Shape Memory Alloys: Properties, Technologies, Opportunities, N. Resnina, V. Rubanik (Eds.). Switzerland: Trans Tech Publications Ltd., 2015. P. 107-174.
5. Efstathiou С., Sehitoglu H., Carroll J. et al. // Acta Mater. 2008. V. 56. P. 3791-3799.
6. Roytburd A.L. // Proceedings of the International Symposium on Shape Memory Materials. Materials Science Forum. May 1999. Kanazawa, Japan. 2000. P. 389-392.
7. Тимофеева Е.Е., Панченко Е.Ю., Чумляков Ю.И. и др. // Известия вузов. Физика. 2011. № 12. С. 116-118.
8. Панченко Е.Ю., Чумляков Ю.И., Maier H. и др. // Известия вузов. Физика. 2012. Т. 55. № 10. С. 19-27.
9. Тимофеева Е.Е., Панченко Е.Ю., Чумляков Ю.И. и др. // Известия вузов. Физика. 2014. Т. 55. С. 105-113.
БЛАГОДАРНОСТИ: Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (грант № 14-08-00946) и гранта Президента (МК-8884.2016.8).
Поступила в редакцию 10 апреля 2016 г.
UDC 539.23: 669.2.017:620.18:621.789 DOI: 10.20310/1810-0198-2016-21-3-1346-1349
ORIENTATION DEPENDECNE OF STRESS HYSTERESIS IN NiFeGa SINGLE CRYSTALS
© E.E. Timofeeva, E.Y. Panchenko, Y.I. Chumlyakov, A.I. Tagiltsev
Tomsk State University, Tomsk, Russian Federation, e-mail: katie@sibmail.com
The dependence of the stress hysteresis on orientation and test temperature in Ni54Fe19Ga27 (at.%) single crystals was investigated in compression. The weak temperature dependence of hysteresis is observed at stress-induced martensitic transformation, which does not accompanied by detwinning. It is typical for 14M-martensite regardless of the orientation and for L10-martensite in [001]-oriented single crystals. If process of detwining is occurred, then the value of stress hysteresis is determined by test temperature and orientation. Key words: thermoelastic martensitic transformations; superelasticity; stress hysteresis.
REFERENCES
1. Panchenko E., Chumlyakov Y., Maier H.J. et al. Intermet, 2010, vol. 18, pp. 2458-2463.
2. Hamilton R.F., Sehitoglu H., Efstathiou C. et al. Acta Mater., 2007, vol. 55, pp. 4867-4876.
3. Kaufmann S., Roßler U.K., Heczko O. et al. Phys. Rev. Lett., 2010, vol. 104, pp. 145702.
4. Chumlyakov Y.I., Kireeva I.V., Panchenko E.Y. et al. Physics of Thermoelastic Martensitic Transformation in High-Strength Single Crystals. Shape Memory Alloys: Properties, Technologies, Opportunities, N. Resnina, V. Rubanik (Eds.), Switzerland, Trans Tech Publications Ltd., 2015. pp. 107-174.
5. Efstathiou S., Sehitoglu H., Carroll J. et al. Acta Mater., 2008, vol. 56, pp. 3791-3799.
6. Roytburd A.L. Proceedings of the International Symposium on Shape Memory Materials. Materials Science Forum. May 1999. Kana-zawa, 2000, pp. 389-392.
7. Timofeeva E.E., Panchenko E.Yu., Chumlyakov Yu.I. et al. Izvestiya vysshikh uchebnykh zavedeniy. Fizika - Russian Physics Journal, 2011, no. 12, pp. 116-118.
8. Panchenko E.Yu., Chumlyakov Yu.I., Maier H. et al. Izvestiya vysshikh uchebnykh zavedeniy. Fizika - Russian Physics Journal, 2012, vol. 55, no. 10, pp. 19-27.
9. Timofeeva E.E., Panchenko E.Yu., Chumlyakov Yu.I. et al. Izvestiya vysshikh uchebnykh zavedeniy. Fizika - Russian Physics Journal, 2014, vol. 55, pp. 105-113.
GRATITUDE: The work is fulfilled under financial support of Russian Fund of Fundamental Research (grant no. 14-08-00946) and grant of President MK-8884.2016.8).
Received 10 April 2016
Тимофеева Екатерина Евгеньевна, Томский государственный университет, г. Томск, Российская Федерация, кандидат физико-математических наук, старший научный сотрудник, e-mail: katie@sibmail.com
Timofeeva Ekaterina Evgenevna, Tomsk State University, Tomsk, Russian Federation, Candidate of Physics and Mathematics, Senior Research Worker, e-mail: katie@sibmail.com
Панченко Елена Юрьевна, Томский государственный университет, г. Томск, Российская Федерация, доктор физико-математических наук, доцент, ведущий научный сотрудник, e-mail: panchenko@mail.tsu.ru
Panchenko Elena Yurevna, Tomsk State University, Tomsk, Russian Federation, Doctor of Physics and Mathematics, Associate Professor, Leading Research Worker, e-mail: panchenko@mail.tsu.ru
Чумляков Юрий Иванович, Томский государственный университет, г. Томск, Российская Федерация, доктор физико-математических наук, профессор, зав. лабораторией, e-mail: chum@phys.tsu.ru
Chumlyakov Yuriy Ivanovich, Tomsk State University, Tomsk, Russian Federation, Doctor of Physics and Mathematics, Professor, Head of Laboratory, e-mail: chum@phys.tsu.ru
Тагильцев Антон Игоревич, Томский государственный университет, г. Томск, Российская Федерация, студент, инженер, e-mail: antontgl@gmail.com
Tagiltsev Anton Igorevich, Tomsk State University, Tomsk, Russian Federation, Student, Engineer, e-mail: antontgl@gmail.com
