CC BY
61
УДК 539.23: 669.2.017:620.18:621.789
ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНАЯ СВЕРХЭЛАСТИЧНОСТЬ В [001]-МОНОКРИСТАЛЛАХ ФЕРРОМАГНИТНЫХ СПЛАВОВ №РеОа
© Е.Е. Тимофеева, Е.Ю. Панченко, Ю.И. Чумляков, А.И. Тагильцев
Ключевые слова: термоупругие мартенситные превращения; высокотемпературная сверхэластичность; монокристаллы.
Исследованы термоупругие Ь21-14М-Ь10 мартенситные превращения под сжимающей нагрузкой в широком интервале температур на [001]-монокристаллах №БеОа. Сформулированы условия определяющие развитие высокотемпературной сверхэластичности.
Монокристаллы ферромагнитных сплавов Гейслера №ГеОа являются перспективными материалами с термоупругими МП, в которых наблюдаются такие явления, как эффект памяти формы (ЭПФ) и сверхэластичность (СЭ). На [001]-монокристаллах №РеОа было показано [1], что при деформации растяжением СЭ наблюдается в широком интервале температур ДТСЭ = = ДТСЭ1 - ДТСЭ2 ~ 400 К вплоть до конца интервала развития МП под нагрузкой ДТМН. Однако при деформации сжатием ДТСЭ в 2,5 раза меньше, чем ДТМН. Для выяснения причин, по которым в [001]-монокристаллах при деформации сжатием СЭ наблюдается в узком интервале температур, необходимы систематические исследования. Поэтому цель настоящего исследования заключается в изучении закономерностей МП под нагрузкой при деформации сжатием на [001]-монокристаллах №54Ее19Оа27 (ат. %).
Монокристаллы №54Ее19Оа27 (ат. %) выращены методом Бриджмена в атмосфере инертного газа. Исследование термоупругих МП при охлаждении/нагреве без нагрузки показало, что в монокристаллах №ГеОа наблюдаются одностадийные Ь21-14М МП. Температуры начала и конца прямого МП (М* = 274 К, М/ = 270 К) и обратного МП (А* = 278 К, А/ = 283 К) при охлаждении/нагреве в свободном состоянии определялись по температурной зависимости электросопротивления Р(Т).
На рис. 1 представлена зависимость критических напряжений образования мартенсита от температуры ас,(Т). При Т < М* асг - это напряжения, необходимые для переориентации вариантов 14М мартенсита. При деформации и последующем нагреве до Т > А/ наблюдается ЭПФ с максимальной величиной обратимой деформации до 6,3 %, что совпадает с теоретически рассчитанной величиной деформации решетки е0 при Ь21-14М МП.
При Т > А/ вызвать МП возможно приложением напряжений, которые растут с увеличением температуры в соответствии с уравнением Клапейрона-Клаузиуса: (1а/(1Т = ДБ/е*. (ДБ - изменение энтропии, е„ - деформация превращения) [2] до Т = Мл, когда напряжения образования мартенсита достигают пластического течения высокотемпературной Ь2гфазы. Высокие ас,(Мл) = 1030 МПа свидетельствуют о высоких проч-
ностных свойствах Ь2гфазы. Выше температуры Мл наблюдается зависимость предела текучести Ь2гфазы от температуры.
Заданная деформация при Т > А/ является полностью обратимой при разгрузке, т. е. наблюдается СЭ. Максимальная величина обратимой деформации при развитии СЭ составляет еСЭ ~ 5,1 % (рис. 2). Величина СЭ имеет максимальные значения при ТСЭ1 и уменьшается с ростом температуры испытания. Объяснить такую температурную зависимость обратимой деформации можно, исходя из того, что благодаря разнице эффективных модулей упругости аустенита ЕА и мартенсита ЕМ обратимая деформация может изменяться с ростом температуры и напряжений, например, как в сплавах Т№ [3]. При учете, что ЕА ф ЕМ, появляется дополнительный вклад к деформации превращения -Де. Деформация превращения е,г в этом случае не будет соответствовать деформации решетки е0: е^Т) = е0 + + (1/Еи-1/ЕА)\ас,(Т)\, где Де = (1/ЕМ-1/ЕА)\ас,(Т)\. В [001]-монокристаллах №РеОа при деформации сжатием, как видно из рис. 2, ЕА < ЕМ, поэтому вклад Де меньше нуля и прямо пропорционально зависит от \асг(Т)\. Значит, Де увеличивается с ростом температуры, вызывая уменьшение деформации превращения е,.. Проведенный по формуле расчет с учетом разности упругих модулей дает хорошее согласие с экспериментальными данными.
Экспериментально установлено, что при Т < 360 К в [001]-монокристаллах реализуются Ь21-14М МП. После деформации при Т < 360 К до наблюдения необратимой деформации электронномикроскопически наблюдается только остаточный 14М мартенсит (рис. 3а). При увеличении температуры до 360 К < Т < Мл тип МП изменяется на Ь21-Ь10, что подтверждено электронномикроскопически (рис. 3б). Таким образом, при Т < 360 К критические напряжения начала МП -это напряжения образования 14М мартенсита, а при Т > 360 К - напряжения образования Ь10 мартенсита для всех исследуемых ориентаций. Изменение типа МП не отражается на зависимости ас,(Т) в виде стадий с различными значениями а = (1а/(1Т, как при растяжении [1], т. к. деформация решетки при образовании 14М- и Ы0-мартенситов одинакова при сжатии и составляет 6,3 %. Изменение типа мартенсита сопровож-
1617
дается резким изменением величины механического гистерезиса (в ~2 раза). Как известно [4], мартенсит с 14М-структурой содержит высокую плотность двойников, и несоответствие решеток 14М и Ь2! при МП мало, что обеспечивает низкую силу трения при движении межфазной границы и малый механический гистерезис (Да = 15 ± 2 МПа), по сравнению с
Ы0-мартенситом (Да = 30 ± 2 МПа).
Рис. 1. Зависимость критических напряжений образования мартенсита от температуры для [001]-монокристаллов МБеОа
Рис. 2. Кривые «g-е» при Т = NiFeGa
295 К для [001]-монокристаллов
Рис. 3. Структура [001]-монокристаллов МБеОа после деформации сжатием: при Т = 274 К, е, = 0,8 %, 14М-мартенсит, ось зоны [001] 14м (а); при Т = 473 К, е, = 2 %, Ь2гфаза, ось зоны [001]В2 и Ь10-мартенсит, ось зоны [011]ыо
При увеличении заданной деформации после завершения МП на кривых а(е) наблюдается стадия упругой, а затем пластической деформации мартенсита. При Т < 360 К конечной структурой в [001]-кристаллах является 14М-мартенсит. Высокая плотность двойников в 14М-мартенсите препятствует развитию дислокационного скольжения в отличие от Ь1 о-мартенсита. Поэтому в [001]-кристаллах при Т = 295 К наблюдается высокий предел текучести мартенсита стсгМ =
= 1430 МПа. При Т = 453 К конечная структура мартенсита изменяется на Ь10, и предел текучести сильно уменьшается в 1,8 раза до а„.М = 775 МПа (рис. 4).
Рис. 4. Кривые «g-е» Т -FeGa
ТСЭ2 для [001]-монокристаллов Ni-
При увеличении температуры растут критические напряжения образования мартенсита, также увеличивается коэффициент деформационного упрочнения 0 = dG/dE. Поэтому при высоких температурах в процессе МП достигается предел текучести мартенсита, и нет полной обратимости при разгрузке. При температуре Т = 463 К наблюдается последняя совершенная петля СЭ при полностью завершенном МП под нагрузкой (рис. 4). Следовательно, Т = 463 К является температурой конца интервала развития СЭ - ТСЭ2.
В [1] было показано, что для развития СЭ в широком интервале температур в [001]-монокристаллах NiFeGa при растяжении необходимо сочетание высоких прочностных свойств высокотемпературной фазы и низких критических напряжений образования мартенсита. При этом уровень пластического течения мар-тенситной фазы не достигается при развитии МП под нагрузкой. Поэтому при деформации растяжением конец интервала СЭ определяется достижением напряжений Gc,(Md). Аналогично и в других сплавах с термоупругими МП предел прочности аустенита значительно ниже, чем предел прочности мартенсита, поэтому температура ТСЭ2 ~ Md. В данной работе впервые обнаружено, что для развития СЭ в широком интервале температур при деформации сжатием в монокристаллах NiFeGa, наряду с перечисленными условиями, необходимы также высокие прочностные свойства мартен-ситной фазы.
ЛИТЕРАТУРА
1. Chumlyakov Yu., Kireeva I., Panchenko E., Karaman I., Maier H.J., Timofeeva E. Shape memory effect and high-temperature superelasticity in high-strength single crystals // Journal of Alloys and Compounds. 2012. URL. http://dx.doi.org/10.1016/j.jallcom. Загл. с экрана.
2. Otsuka К, Wayman C.M. Shape memory materials. Cambridge University PRESS, 1998. 284 p.
3. Liu Y., Yang H. The concern of elasticity in stress-induced martensitic transformation in TiNi // Materials Science and Engineering. 1999. А 260. P. 240-245.
4. Efstathiou С., Sehitoglu H., Carroll J., Lambros J., Maier H.J. Full-field strain evolution during intermartensitic transformations in singlecrystal NiFeGa // Acta Materialia. 2008. V. 56. P. 3791-3799.
БЛАГОДАРНОСТИ: Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (гранты № 12-08-31448 и № 12-08-00573).
1618
Поступила в редакцию 10 апреля 2013 г.
Timofeyeva E.E., Panchenko E.Yu., Chumlyakov Y.I., Ta-giltsev A.I. HIGH-TEMPERATURE SUPERELASTICITY IN [001]-ORIENTED FERROMAGNETIC NiFeGa SINGLE CRYSTALS
Stress-induced thermoelastic martensitic transformations in a wide range of temperatures for the [001]-oriented NiFeGa single crystals in compression are investigated. The conditions of the high-temperature super-elasticity development are determined.
Key words: thermoelastic martensitic transformations; high super-elasticity; single crystals.
УДК 539.67:669.55
ВЛИЯНИЕ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ НА АМПЛИТУДНУЮ ЗАВИСИМОСТЬ И МЕХАНИЗМ ВНУТРЕННЕГО ТРЕНИЯ СПЛАВА СИСТЕМЫ ЦИНК-АЛЮМИНИЙ
© А.И. Скворцов, А.А. Скворцов
Ключевые слова: сплав 2п - 23 мас. % А1; амплитудная зависимость внутреннего трения; закалка; пластическая деформация кручением; механизм внутреннего трения.
Исследовано влияние пластической деформации на параметры амплитудной зависимости внутреннего трения сплава 2п - 23 % А1. Основные механизмы внутреннего трения в исследуемом сплаве связаны со структурными поверхностями раздела, увеличением доли диффузионной компоненты внутреннего трения.
Высокие демпфирующие, технологические свойства, включая сверхпластичность, являются причинами привлекательности сплавов на основе системы 7п-А1 для исследований и практических разработок [1-5]. Несмотря на хорошую изученнность сплавов системы 7п-А1 состава, близкого к монотектоидному, отсутствуют систематические исследования влияния пластической деформации при комнатной температуре на их свойства.
В работе [2] показано, что демпфирующую способность сплава 7п - 22 % А1 - 0,3 % Си - 0,008 % М§ можно повысить прокаткой при комнатной температуре. Прирост характеристики Q-1 составил 35 % при степени пластической деформации 80 %.
Представляет интерес изучение влияния относительно небольшой степени пластической деформации кручением на характер амплитудной зависимости внутреннего трения монотектоидного сплава системы 7п-А1. Причем для пластической деформации можно использовать саму установку внутреннего трения, представляющую собой крутильный маятник, имеющийся в ВятГУ. На основании полученных результатов можно будет судить о перспективах повышения демпфирующих свойств других сплавов этой системы за счет пластической деформации кручением.
Цель работы: исследование влияния пластической деформации при комнатной температуре на параметры и механизмы амплитудной зависимости внутреннего трения сплава 7п - 23 % А1.
Сплав выплавляли в открытой тигельной печи. Состав сплава, мас. %: А1 - 22,7; примесей - не более 0,15; 7п - остальное. Заготовки диаметром 19 мм и высотой 200 мм получали литьем в металлическую форму. Термическая обработка образцов заключалась в закалке от 370 °С в воде.
Амплитудную зависимость внутреннего трения определяли на крутильном маятнике ВятГУ при комнат-
ной температуре. В качестве характеристики внутреннего трения взят логарифмический декремент 5 = 1п(А/А,+1), где А - амплитуда крутильных колебаний.
Деформацию кручением осуществляли в крутильном маятнике. Дополнительно рабочая часть образца подвергалась статическим напряжениям сжатия величиной 0,81 МПа. Величина пластической циклической деформации кручением у = 9-10-4 превышала деформацию уу, соответствующую пределу упругости при циклической деформации, в 1,5 раза.
Результаты исследований представлены на рис. 1.
20 -
Рис. 1. Амплитудная зависимость внутреннего трения сплава 2п - 23 % А1 после закалки от 370 °С в воде (1) и последующей пластической деформации кручением у = 9-10-4 (2)
Из рис. 1 видно, что пластическая деформация кручением существенно повышает уровень амплитудной зависимости внутреннего трения сплава 7п - 23 % А1. При амплитуде у = 10-4 это превышение составляет 65 %. Из рис. 1 также видно, что пластическая дефор-
1619
