CC BY
35
УДК 669.25'24'71-539.371; 548.55
DOI: 10.20310/1810-0198-2016-21 -3-989-992
ЦИКЛИЧЕСКАЯ СТАБИЛЬНОСТЬ ДВУСТОРОННЕГО ЭФФЕКТА ПАМЯТИ ФОРМЫ В ЗАКАЛЕННЫХ [001]-МОНОКРИСТАЛЛАХ CoзSNiзSAlзo
© А.С. Ефтифеева, Е.Ю. Панченко, Ю.И. Чумляков
Национальный исследовательский Томский государственный университет, Сибирский физико-технический институт, г. Томск, Российская Федерация, e-mail: anna_eftifeeva@rambler.ru
Экспериментально показано, что после предварительной термомеханической тренировки в изотермических условиях: 100 циклов нагрузка/разгрузка при температуре Т = 295 К с максимальной обратимой деформацией 6 % закаленные [001]-монокристаллы Co35Ni35Al30 демонстрируют двусторонний эффект памяти формы с величиной обратимой деформации |еДЭПФ| = (3,1 ± 0,3) %. Физической причиной появления этого эффекта является деформационный наклеп вблизи частиц у-фазы, что приводит к росту ориентированного мартенсита в циклах охлаждение/нагрев в свободном состоянии. С увеличением числа термоциклов обнаружена деградация функциональных характеристик двустороннего эффекта памяти формы, вызванная релаксацией внутренних напряжений на границе раздела у-фазы и В2-матрицы.
Ключевые слова: термоупругие мартенситные превращения; двусторонний эффект памяти формы; циклическая стабильность; сверхэластичность.
Сплавы с термоупругими мартенситными превращениями (МП), которые при изменении температуры T и/или под действием внешних напряжений авш способны обратимо изменять свои размеры и работать неограниченно долго без деградации функциональных свойств, используют для демпферов и актюаторов. При развитии МП под нагрузкой сплавы демонстрируют либо эффект памяти формы (ЭПФ) (авш = const, T -изменяется), либо сверхэластичность (СЭ) (авш - изменяется, T = const). Перспективными материалами с высокой циклической стабильностью СЭ являются [001]-монокристаллы ферромагнитного сплава CoNiAl с обратимыми термоупругими B2-L10 МП в широком диапазоне температур от 200 до 573 К (В2 - упорядоченная фаза на основе ОЦК решетки, L10 - тетрагональный мартенсит на основе ГЦТ решетки) [1-4]. Помимо СЭ и ЭПФ, в этих материалах выяснены условия для реализации двустороннего ЭПФ (ДЭПФ) -обратимое изменение размеров образца за счет изменения T в свободном состоянии авш = 0. Этот эффект наблюдается за счет внутренних дальнодействующих полей напряжений, образующихся в результате суммирования локальных напряжений при ориентированном росте дисперсных частиц в состаренных под нагрузкой монокристаллах CoNiAl [2]. ДЭПФ расширяет области применения материала и позволяет упростить конструкцию устройств. Однако старение приводит к смещению интервала наблюдения МП в область отрицательных температур и представляет интерес исследовать возможность наблюдения ДЭПФ в закаленных кристаллах в области более высоких рабочих температур. Поэтому цель настоящей работы - выяснить условия наблюдения ДЭПФ и исследовать его циклическую стабильность в закаленных монокристаллах сплава Co35Ni35Al30 (ат. %), ориентированных вдоль [001]-направления.
Монокристаллы выращивали по методу Бриджме-на. Образцы для исследования при деформации сжатием вырезали на электроискровом станке в форме параллелепипедов размером (2,8x2,8x6) мм3 с ориентацией оси деформации вдоль [001]-направления. Монокристаллы данной ориентации обладают максимальным теоретическим значением деформации решетки при Б2-Ы0 МП 80[001] = 4,6 % [3]. Образцы гомогенизировали при 1623 К в течение 8,5 ч и закаливали в воду комнатной температуры. Температуры начала и конца прямого М5 = 255 К, Му = 181 К и обратного Ах = 208 К, Ау = 275 К МП для закаленных кристаллов определяли по зависимости электросопротивления от температуры р(Т). Металлографические исследования поверхности образцов показали, что Б2-фаза закаленных кристаллов содержит частицы у-фазы (ГЦК решетка) с объемной долей /~ 2 % и размером << ~ 100 мкм, которые не испытывают МП и повышают пластичность сплава (рис. 1) [4]. Вблизи границы раздела у-фазы и матрицы при Т = 295 К > Ау за счет внутренних полей напряжений образуются варианты Ы0-мартенсита, ориентированные произвольным образом (рис. 1).
На рис. 2 представлена температурная зависимость критических напряжений образования мартенсита акр(Т), которая имеет характерный вид для сплавов, испытывающих термоупругие МП. На зависимости акр(Т) при Т > М5 можно выделить 3 стадии. Стадия III при Т > М< (М<< - температура, при которой напряжения образования мартенсита равны пределу текучести Б2-фазы) описывает температурную зависимость предела текучести Д2-фазы.
В интервале температур < Т < М< а^ возрастают с ростом температуры в соответствии с уравнением Клапейрона-Клаузиуса [5]
Рис. 1. Оптическая металлография поверхности [001]-моно-кристаллов Co35Ni35Al30, белыми линиями показан неориентированный ¿10-мартенсит
Рис. 2. Зависимость а,ф(Т) и кривые а(е) при Т = 295 К (на вкладке) для [001]-монокристаллов Со35М35Л130 (закрашенные треугольники - точки, полученные по кривым а(е), пустые -по е(Т))
А^кр dT
AH
р T р0т0
(1)
где АН - изменение энтальпии при Б2-Ы0 МП; е0 -деформация превращения; Т0 - температура химического равновесия Б2- и ¿10-фаз. В отличие от других сплавов [5], в интервале развития МП под нагрузкой М, < Т < Ыл на зависимости акр(Т) можно выделить 2 стадии, характеризующиеся различными коэффициентами линейного роста а^ с температурой а = ^а^^Т. На стадии I коэффициент равен а! = 1,3 МПа/К, на стадии II - а2 = 3,5 МПа/К. Следует отметить, что СЭ наблюдается только на I стадии. Температурный интервал наблюдения СЭ в закаленных кристаллах составляет ДТСЭ = 190 К (от 283 до 473 К), что в 2 раза меньше по сравнению с состаренным состоянием [6]. Увеличение а на стадии II в интервале 473 К < Т < Ыл по сравнению со стадией I сопровождается появлением необратимой деформации при развитии МП под нагрузкой, наблюдается пластическая деформация аустенита. Нельзя также исключить изменение характеристических температур МП в процессе высокотемпературных испытаний при Т > 473 К в связи с изменением микроструктуры кристалла (выделение дисперсных частиц, перераспределение точечных дефектов) [1; 5].
На вкладке рис. 2 приведены кривые a(s) при циклических испытаниях нагрузка/разгрузка (T = 295 К). Видно, что üjp значительно снижаются в 1,3 раза после 1 цикла и далее с ростом числа циклов до 100 остаются постоянными üjp = 45 МПа. В отличие от [123]-ориентации [6], [001]-кристаллы демонстрируют более высокую циклическую стабильность СЭ: величина обратимой деформации еСЭ = (3,2 ± 0,3) % и механического гистерезиса Да = 24 МПа не зависит от числа циклов (рис. 2). Этому способствует в [001]-кри-сталлах, во-первых, высокая устойчивость В2-аусте-нита к дислокационному скольжению за счет равного нулю фактора Шмида для действующих систем скольжения <001>{110}в й2-интерметаллидах. Во-вторых, в [001]-кристаллах вклад деформации раздвойникования ¿10-мартенсита в деформацию превращения равен нулю. Значит, в [001]-кристаллах по геометрическим условиям нагружения мартенсит может не изменять своей внутренней двойниковой структуры под действием внешних напряжений. Это приводит к минимальным значениям рассеяния энергии и, соответственно, механического гистерезиса Да = 24 МПа. В то время как под нагрузкой в [123]-кристаллах наблюдается раз-двойникование мартенсита и развитие, МП сопровождается большой величиной Да = 115 МПа [3; 6].
На рис. 3 представлены кривые s(T) при охлаждении/нагреве и минимальной внешней нагрузки авш = = 1 МПа, необходимой для закрепления образца в захватах установки. После термомеханической тренировки в изотермических условиях: 100 циклов нагрузка/разгрузка при Т = 295 К с максимальной обратимой деформацией 6 %, в [001]-монокристаллах реализуется ДЭПФ с обратимой деформацией ^дэпф| = (3,1 ± 0,3) % (1 цикл на рис. 3). Физической причиной появления ДЭПФ в [001]-кристаллах является создание внутренних дальнодействующих полей напряжений за счет деформационного наклепа вблизи границы раздела у-фазы и В2-матрицы. Это предположение было сделано на основе in situ наблюдений за обратимым движением межфазной границы в циклах нагрузка/разгрузка при T = 295 К. При комнатной температуре кристаллы ¿10-мартенсита ориентированы произвольным образом (рис. 1). При приложении нагрузки происходит рост мартенситных кристаллов, преимущественно ориентированных к внешним напряжениям, а при разгрузке наблюдается их постепенное исчезновение. После таких циклов в образце на границе раздела частица-матрица остаточный мартенсит становится преимущественно ориентированным в соответствии с приложен-
Рис. 3. Кривые SдЭПф(T) при авш кристаллов Co35Ni35Al30
1 МПа для [001]-моно-
ными в цикле внешними напряжениями. Как показано в работе [4], вблизи межфазной границы у-фазы и Б2-матрицы при развитии МП под нагрузкой образуются дислокации. В последующих термоциклах без приложения нагрузки ориентированный остаточный ¿10-мартенсит и дислокационные скопления могут генерировать рост ориентированного мартенсита, создавая условия для ДЭПФ.
Для исследования циклической стабильности ДЭПФ на монокристаллах Со35№35А130 провели 100 термоциклов (авш = 1 МПа) (рис. 3). Установлено, что с увеличением числа циклов до 100, температура начала прямого МП в 100 цикле смещается в сторону низких температур, величина ДЭПФ уменьшается в 1,6 раза до |8дэпф1 = (2,0 ± 0,3) %, а величина температурного гистерезиса, наоборот, увеличивается в 1,4 раза до ДТ = 47 К по сравнению с 1 циклом. Деградация функциональных характеристик ДЭПФ вызвана релаксацией внутренних напряжений на границе раздела у-фазы и Б2-матрицы.
Таким образом, во-первых, выяснено условие возникновения ДЭПФ в закаленных [001]-монокристаллах Со35№35А130, которое заключается в предварительной термомеханической тренировке в изотермических условиях: 100 циклов нагрузка/разгрузка при комнатной температуре Т = 295 К с максимальной обратимой деформацией 6 %. Во-вторых, показана возможность реализации ДЭПФ в этом материале с величиной обратимой деформации |8дЭПФ| = (3,1 ± 0,3) %. В-третьих,
продемонстрировано, что 100 термоциклов приводят к деградации функциональных характеристик ДЭПФ в результате релаксации внутренних напряжений вблизи частиц у-фазы.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Dadda J., Maier H.J., Karaman I., Chumlyakov Y.I. Cyclic deformation and austenite stabilization in Co35Ni35Al30 single crystalline high-temperature shape memory alloys // Acta Mater. 2009. V. 57. P. 6123-6134.
2. Panchenko E., Chumlyakov Y., Eftifeeva A., Maier H.J. Two-way shape memory effect in ferromagnetic Co35Ni35Al30 single crystals aged under stress // Scripta Materialia. 2014. V. 90-91. P. 10-13.
3. Karaca H.E., Karaman I., Chumlyakov Y.I., Lagoudas D.C., ZhangX. Compressive response of a single crystalline CoNiAl shape memory alloy // Scripta Mater. 2004. V. 51. P. 261-266.
4. Hamilton R.F., Sehitoglu H., Efstathiou C., Maier H.J., Chumlyakov Y. Pseudoelasticity in Co-Ni-Al single and polycrystals // Acta Mater. 2006. V. 54. P. 587-599.
5. Отцука К., Симидзу К., Судзуки Ю., Сэкигути Ю., Тадаки Ц., Хомма Т., Миядзаки С. Сплавы с эффектом памяти формы. М.: Металлургия, 1990. 222 с.
6. Eftifeeva A.S., Panchenko E.Yu., Chumlyakov Yu.I. Orientation dependence of cycle stability of superelasticity response in quenched and aged ferromagnetic Co35Ni35Al30 single crystals // Advanced Materials Research. 2014. V. 1040. P. 119-123.
БЛАГОДАРНОСТИ: Исследование выполнено при финансовой поддержке РФФИ (грант № 16-08-00179).
Поступила в редакцию 10 апреля 2016 г.
UDC 669.25'24'71-539.371; 548.55
DOI: 10.20310/1810-0198-2016-21 -3-989-992
CYCLIC STABILITY OF THE TWO-WAY SHAPE MEMORY EFFECT IN QUENCHED [001]-ORIENTED Co35Ni35Al30 SINGLE CRYSTALS
© A.S. Eftifeeva, E.Y. Panchenko, Y.I. Chumlyakov
National Research Tomsk State University, Siberian Physical Technical Institute, Tomsk, Russian Federation,
e-mail: anna_eftifeeva@rambler.ru
It was shown experimentally that quenched [001]-oriented Co35Ni35Al30 single crystals demonstrate the two-way shape memory effect with the reversible strain of |sTWSME| = (3.1 ± 0.3) % after preliminary training procedure in the isothermal conditions: 100 cycles of loading/unloading at room temperature T = 295 K with the maximum reversible strain of 6 %. The physical cause of the two-way shape memory effect is strain hardening near the particles of y-phase. It leads to the growth of oriented martensite during the cooling/heating cycles without external loading. The degradation of the two-way shape memory effect characteristics by internal stress relaxation at the interphase of y-phase and ,B2-matrix with increase of the thermal cycle numbers was founded.
Key words: thermoelastic martensitic transformation; two-way shape memory effect; cyclic stability; supere-lasticity.
REFERENCES
1. Dadda J., Maier H.J., Karaman I., Chumlyakov Y.I. Cyclic deformation and austenite stabilization in Co35Ni35Al30 single crystalline high-temperature shape memory alloys. Acta Mater, 2009, vol. 57, pp. 6123-6134.
2. Panchenko E., Chumlyakov Y., Eftifeeva A., Maier H.J. Two-way shape memory effect in ferromagnetic Co35Ni35Al30 single crystals aged under stress. Scripta Materialia, 2014, vol. 90-91, pp. 10-13.
3. Karaca H.E., Karaman I., Chumlyakov Y.I., Lagoudas D.C., Zhang X. Compressive response of a single crystalline CoNiAl shape memory alloy. Scripta Mater, 2004, vol. 51, pp. 261-266.
4. Hamilton R.F., Sehitoglu H., Efstathiou C., Maier H.J., Chumlyakov Y. Pseudoelasticity in Co-Ni-Al single and polycrystals. Acta Mater, 2006, vol. 54, pp. 587-599.
5. Ottsuka K., Simidzu K., Sudzuki Yu., Sekiguti Yu., Tadaki Ts., Khomma T., Miyadzaki S. Splavy s effektompamyati formy. Moscow, Metallurgiya Publ., 1990, pp. 222.
6. Eftifeeva A.S., Panchenko E.Yu., Chumlyakov Yu.I. Orientation dependence of cycle stability of superelasticity response in quenched and aged ferromagnetic Co35Ni35Al30 single crystals. Advanced Materials Research, 2014, vol. 1040, pp. 119-123.
GRATITUDE: The research is fulfilled under financial support of Russian Fund of Fundamental Research (grant no. 16-08-00179).
Received 10 April 2016
Ефтифеева Анна Сергеевна, Национальный исследовательский Томский государственный университет, г. Томск, Российская Федерация, студент, кафедра физики металлов, e-mail: anna_eftifeeva@rambler.ru
Eftifeeva Anna Sergeevna, National Research Tomsk State University, Tomsk, Russian Federation, Student, Metals Physics Department, e-mail: anna_eftifeeva@rambler.ru
Панченко Елена Юрьевна, Национальный исследовательский Томский государственный университет, Сибирский физико-технический институт, г. Томск, Российская Федерация, доктор физико-математических наук, доцент, ведущий научный сотрудник, e-mail: panchenko@mail.tsu.ru
Panchenko Elena Yurevna, National Research Tomsk State University, Siberian Physical Technical Institute, Tomsk, Russian Federation, Doctor of Physics and Mathematics, Associate Professor, Leading Research Worker, e-mail: panchenko@mail.tsu.ru
Чумляков Юрий Иванович, Национальный исследовательский Томский государственный университет, Сибирский физико-технический институт, г. Томск, Российская Федерация, доктор физико-математических наук, профессор, зав. лабораторией, e-mail: chum@phys.tsu.ru
Chumlyakov Yuriy Ivanovich, National Research Tomsk State University, Siberian Physical Technical Institute, Tomsk, Russian Federation, Doctor of Physics and Mathematics, Professor, Head of Laboratory, e-mail: chum@phys.tsu.ru
