ОСОБЕННОСТИ ИЗМЕНЕНИЯ ДЕФОРМАЦИИ И ЭЛЕКТРИЧЕСКОГО СОПРОТИВЛЕНИЯ ПРИ РЕАЛИЗАЦИИ ЭФФЕКТА ПЛАСТИЧНОСТИ ПРЕВРАЩЕНИЯ В TiNi Текст научной статьи по специальности «Технологии материалов»

h,MM

Т,С

Рис. 1. Проявление ЭПФ в первом и втором термоциклах

Т,С

Рис. 2. Изменение высоты спирали в результате ЭПФ в условиях действия сжимающей нагрузки

Рис. 3. Зависимость вращения спирали от величины сжимающей нагрузки

ЛИТЕРАТУРА

Вьюненко Ю.Н., Вьюненко Л.Ф. Моделирование проявления эффекта памяти формы в рамках механизма остаточных напряжений // Материаловедение. 1999. № 9. С. 16-19.

Вьюненко Ю.Н. Остаточные напряжения и реверсивная память формы / Науч. тр. II междунар. семинара «Современные проблемы прочности» им. В.А. Лихачева. Новгород, 1998. С. 139-141.

БЛАГОДАРНОСТИ: Дугину Г.В., руководителю северо-западного представительства фирмы «ШМО» в России, за техническое содействие в проведении серии экспериментов.

УДК 669.295.24:669.017.3

ОСОБЕННОСТИ ИЗМЕНЕНИЯ ДЕФОРМАЦИИ И ЭЛЕКТРИЧЕСКОГО СОПРОТИВЛЕНИЯ ПРИ РЕАЛИЗАЦИИ ЭФФЕКТА ПЛАСТИЧНОСТИ ПРЕВРАЩЕНИЯ В TiNi

© С.А. Егоров, М.Е. Евард

Россия, С.-Петербург, Государственныйуниверситет

Egorov S.A., Evard M.E. Peculiarities of strain and electrical resistance variations at cooling in TiNi. Simultaneous measurements of strain and electrical resistance variations at cooling under a constant stress are performed. The value of the applied stress varies from 0 to 80 MPa. Strain accumulation at cooling at rather high stress takes place before the start of the B2 ^ B19' transformation.

Экспериментальные факты, свидетельствующие о том, что температурные интервалы формоизменения в сплавах с памятью формы не всегда полностью совпадают с температурами мартенситных превращений [1], послужили толчком к проведению серии экспериментов по одновременному измерению электрического сопротивления и деформации. В частности, в работах

[2-4] было показано, что в сплаве Ті№ поля ориентированных напряжений приводят к тому, что эффект памяти формы при нагревании через интервал обратного мартенситного превращения протекает не в один, как считалось ранее, а в два равноценных этапа: на первом деформирование происходит за счет двойнико-вания, далее включается мартенситный канал неупру-

гости. Иными словами, в сплавах на основе TiNi при нагревании температуры начала деформирования и начала мартенситного перехода могут не соответствовать друг другу. В то же время остается неясным вопрос относительно аналогичного несоответствия при охлаждении: хотя в работах [2-4] указывалось на отсутствие такого несоответствия, но изученный уровень действующих в материале напряжений был мал - от 0 до 3Q МПа. Для того чтобы определенно ответить на поставленный вопрос, следует провести опыты с большими по величине напряжениями. Этому была посвящена настоящая работа.

Проволочные образцы из Ti - 49,5 ат. % Ni с рабочей длиной 11Q мм и диаметром 0,82 мм (т. е. аналогичные тем, что были использованы в [2-4]), предварительно отжигали при 72Q К в течение 4Q мин, охлаждали в печи до комнатной температуры и далее (до 22Q К) парами жидкого азота. Опыты проводили в устройстве, состоящем из электрической печи высотой 85Q мм, захватов и нагружающего упругого элемента. Верхний конец образца крепили на неподвижном захвате, а нижний - к жесткому стержню. Последний передавал на образец крутящий момент, создаваемый упругим элементом, расположенным вне печи. Точность измерений составляла 0,003 % для деформации кручения и 0,3 % от измеряемой величины крутящего момента.

Для изучения физических свойств во время деформирования образец был подключен в схему моста измерения электросопротивления. Точность этих измерений составляла 0,1 мОм, или 0,03 % от измеряемой величины.

Температуру в непосредственной близости от образца измеряли при помощи термопары, расстояние между концом последней и серединой образца не превышало 2 мм. Скорость изменения температуры составляла приблизительно 0,5 К/мин.

В ходе экспериментов одновременно измеряли изменение электросопротивления R и деформации кручения у при термоциклировании. Образец нагревали без нагрузки до 392 К, изотермически нагружали напряжением кручения т = 15 МПа (величину т определяли в упругом приближении для внешних волокон образца) и, поддерживая его постоянным, охлаждали до 277 К (мартенситное состояние), а затем вновь нагревали до 392 К (до завершения обратного мартенситного превращения). При этом на протяжении всего опыта измеряли значения у и R. Результаты одного из экспериментов представлены линиями у(Т) и R(7) на рис. 1. Видно, что накопление деформации и аномальный рост электросопротивления при охлаждении начинаются при одной и той же температуре 365 К. Этот результат совпадает с тем, что наблюдалось в [2] при сходных условиях воздействия. Отметим полный возврат деформации при нагревании.

После перевода материала в высокотемпературное состояние его нагружали до напряжения 80 МПа и под этой нагрузкой охлаждали и нагревали через интервал фазовых превращений. Результаты представлены на рис. 2. Видно, что резкое увеличение действующей нагрузки (от 15 до 80 МПа) привело не только к ожидаемым увеличению величины эффекта пластичности превращения и смещению температур начала и окончания аномалий на кривых у(Т) и R(7) по сравнению с первым экспериментом, но и к появлению других особенностей. Первая из них заключается в уменьшении

Т, К

Рис. 1. Зависимости ЩТ) и у{Т) при охлаждении и нагреве под напряжением 15 МПа

высоты пика на кривой Щ(Т) при охлаждении: если при т = 15 МПа эта высота достигает 22 усл. ед., что составляет 6 % от величины сопротивления при температуре начала прямого превращения, то при т = 80 МПа этот пик оказывается слабо выраженным и высота его подъема не превышает 2 усл. ед. (0,55 %). Во-вторых, температура начала деформирования оказывается на 13 К выше температуры начала прямого мартенситного превращения 342 К, которую мы определили как момент начала роста электросопротивления при охлаждении. Кроме того, на кривой у(Т) видна двухэтапность накопления деформации: в интервале температур 355— 342 К темп деформирования (тангенс угла наклона линии у(Т) к оси Т) в 2,3 раза меньше, чем при охлаждении ниже 342 К. При этом на первом этапе накапливается 1 % деформации, а на втором - остальные 5,3 %. Возврат этой деформации при последующем нагревании происходит не полностью, недовозврат составляет около 1 %.

Дальнейшие эксперименты проводили тем же образом, как и предыдущие, но действующие напряжения от одного опыта к следующему поэтапно уменьшали до 65, 50, 40 МПа и до 0. В тех случаях, когда охлаждение и нагрев производились под напряжением 65 и 50 МПа, поведение материала подобно было тому, что наблюдали при т = 80 МПа (рис. 2): изменялись лишь температуры начала и окончания аномалий на линиях у(Т) и Щ(Т) и величины деформационных эффектов.

При т = 40 МПа (рис. 3) на кривой Щ(Т) наблюдается увеличение высоты пика по сравнению с предыдущими опытами с т = 80, 65, 50 МПа, т. е. некоторое восстановление свойств материала, которые он имел до нагружения напряжением 80 МПа, хотя двухэтапность накопления деформации при охлаждении сохраняется (деформирование материала начинается при температуре 385 К, а рост электросопротивления - при 370 К). Кроме того, при нагревании происходит практически полный деформационный возврат. На рис. 4 представлена зависимость сопротивления от температуры при охлаждении после полного снятия внешней нагрузки. Тенденция к увеличению высоты пика на кривой Щ(Т) сохраняется в этом случае, хотя полного восстановления исходных свойств сплава не происходит.

Полученные данные указывают на то, что наложение напряжения сдвига на исследуемый материал приводит к частичному подавлению превращения Е2-^К, определяющего высоту пика на линиях Щ(Т) на рис. 1-4, и к

Т, К

Рис. 2. Зависимости ЩТ) и у{Т) при охлаждении и нагреве под напряжением 80 МПа

— R

T, K

Рис. 3. Зависимости R(T) и у{Т) при охлаждении и нагреве под

напряжением 40 МПа

Т, К

Рис. 4. Зависимости ЩТ) и у{Т) при охлаждении без нагрузки после цикла испытаний

усилению процессов Е2^Е19'. Это полностью соответствует тому, что было обнаружено в [2]. Кроме того, обнаруженная двухэтапность деформирования сплава

TiNi при охлаждении позволяет говорить о том, что эффект пластичности превращения при значительных нагрузках (в наших опытах - при т > 40 МПа) осуществляется за счет не только мартенситного превращения, но и за счет иного механизма деформирования. Этот механизм ярко проявляется в температурной области, предшествующей началу прямого превращения, где происходит отклонение температурного хода кривой R(T) от прямой линии, но роста сопротивления при охлаждении еще не наблюдается. Здесь имеет место предмар-тенситное размягчение кристаллической решетки сплава и образование зародышей (видимо, докритических) R или B19' фазы [1]. Природа этого механизма пока не ясна полностью, но очевидно, что выбор здесь следует производить между двумя обратимыми каналами мас-сопереноса: двойникованием и мартенситным превращением, причем более предпочтительным, видимо, является двойникование. В самом деле, деформирование за счет перемещения атомов при предмартенсит-ной подготовке кристаллической решетки означает устойчивый во времени, выходящий на макроскопический уровень, характер этих перемещений, что, в свою очередь, свидетельствует об образовании устойчивых зародышей R или B19' фазы. Но последнее весьма сомнительно, поскольку означает, собственно, фазовый переход, которого при данных температурах еще нет. В то же время процесс двойникования на первом этапе формоизменения вполне допустим, поскольку происходит в размягченной структуре, в которой сдвиги вдоль направлений будущих смещений атомов при мартенситном переходе облегчены и двойниковый предел текучести значительно меньше по сравнению с таковым при больших температурах. Однако авторам неизвестны работы, в которых прямыми методами наблюдали бы двойникование аустенитной структуры B2.

ЛИТЕРАТУРА

1. Хачин В.Н., Пушин В.Г., Кондратьев В.В. // Никелид титана: Структура и свойства. М.: Наука, 1992. 160 с.

2. Егоров С.А., Евард М.Е. Особенности взаимосвязи механического поведения и физических фазовых и структурных превращений в сплаве TiNi // ФММ. 1999. Т. 88. № 5. С. 78-83.

3. Егоров С.А., Евард М.Е., Русанова Т.А. О соответствии механического поведения и физических явлений в интерметаллиде Ti-Ni // Механизмы деформации и разрушения: Материалы XXXV семинара «Актуальные проблемы прочности» (15 - 18 сентября 1999 г., Псков). Псков, 1999. Ч. 1. С. 94-98.

4. Egorov S.A., Evard M.E. Specific features of strain and resistance variations in Ti-Ni // Preprints of 3rd Int. Workshop on New Approaches to Hi-tech Materials (7-11 June 1999, St. Petersburg). St. Petersburg, 1999. P. 22.

БЛАГОДАРНОСТИ: Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (грант № 99-01-00987).