Диссертация (1149859), страница 7
Текст из файла (страница 7)
В этой работе авторы получилипоследовательныеизображения(Рисунок20)вколоннепросвечивающегоэлектронного микроскопа при охлаждении и нагреве образца сплава Ti - 50,4ат. % Niчерез интервал мартенситных превращений. Видно, что во время охлаждения ваустенитной матрице происходит рост мартенситной пластины, а при последующемнагреве она исчезает, но на еѐ месте остаются петли дислокаций. На основе44сделанных наблюдений, авторами [20] был предложен механизм формированияновых дислокационных петель во время прямого мартенситного превращения припродвижение мартенситной пластины, механизм схематично изображѐн на рисунке21.Рисунок 21 Схема развития дислокационных петель во время мартенситногопревращения.
(a) Этапы 1,2,3 прямая дислокация на плоскости (1 0 0)В2 пересекает искользит вдоль (1 1 0)B2. (b) Этап 4, первая узкая и вытянутая петля сформироваласьна (1 1 0)B2, формирование второй петли. (с) Этап 5, первая петля расширяется иначинает отделяться от исходной. Вторая петля формирует новую удлиненнуюпетлю на (1 1 0)B2. (d) Первая петля полностью отделена от исходной. Вторая петлясформирована на (1 1 0)B2.
Третья петля начала поперечное скольжение.Во время превращения на первом и втором этапе прямой сегмент дислокации свектором Бюргерса [0 0 1]B2, которая движется по плоскости (1 0 0)B2 в направление[0 1 0]B2, из-за локальных внутренних напряжений, создаваемых мартенситной45пластиной, изгибается в (1 0 0)B2 плоскости и переходит в плоскость (1 1 0)B2. Натретьем этапе, она продолжает скольжение в(1 1 0)B2плоскости.
Стрелки на рисунке21 схематически показывают направления увеличения интенсивности полейнапряжений. Эти поля напряжений обеспечивают движущую силу для скольжениядислокаций [20]. На четвѐртой стадии, петля дислокации продолжает рост вплоскости (1 1 0)B2. В это же время, мартенситная игла продолжает распространятьсядальше, и начинает формироваться вторая петля. На пятом этапе удлиненная петля,которая сформировалась на четвѐртом этапе расширяется на (1 0 0)B2 плоскости иотделяется от основной. Вторая петля продолжает свой рост. На шестом этапе,первая петля полностью отделена от источника, вторая петля распространилась на(1 0 0)B2 плоскость, и начинается формирование третьей петли. Предполагается, чтотакая последовательность элементарных процессов роста дислокаций приводит кнаблюдаемой на рисунке 20 структуре "рыбьего скелета" [20].
По мнению авторов[20] эти дислокации позволяют значительно снизить внутренние напряжения, то естьприводят к аккомодации мартенсита.Представленныймеханизм,хорошообъясняетформированиеполосдислокаций вдоль границы мартенсита, при этом с увеличением числа цикловплотность дислокаций возрастает (Рисунок 22), поэтому для продвижения границынужна всѐ большая движущая сила, что приводит к снижению температуры началапрямого мартенситного превращения [15].Как отмечают авторы [15], дислокационные петли, сформировавшиеся вовремя превращения обладают системой скольжения <0 1 0>B2{1 0 1}B2. Эта системасоответствует направлению сдвига двойникования и плоскости двойникования вмартенсите,чтоаустенита/мартенсита.свидетельствуетобихобразованиенагранице461Рисунок 22 Изображение полученное с помощью просвечивающего электронногомикроскопа образцов сплава Ti - 50,5ат.
% Ni после 10 термоциклов (a) и 100термоциклов (b) в интервале температур мартенситных превращений.Аналогичные дислокационные структуры наблюдались на медных сплавах[74], в сплавах на основе железа [75], а также были получены наблюденияпластической аккомодации на границе аустенита и мартенсита в монокристаллах Ti -4750,4ат. % Ni [76]. Таким образом, можно утверждать, что именно растущаямартенситная пластина и создаваемые ей высокие локальные напряжения являютсяосновнойпричинойувеличения плотностимартенситного превращения.дислокацийвовремя прямого481.3. Теоретическое описание изменения функциональных свойств притермоциклировании в интервале температур мартенситныхпревращений.1.3.1.
Обзор моделей, описывающих изменение свойств сплавов с памятьюформы при термоциклировании в интервале температур мартенситныхпревращений.Проблеме математического описания поведения поликристаллических сплавовс памятью формы в последние годы было посвящено большое количество работ[49,77–85].Большинствоподходовможноразделитьнадвегруппы:модели,учитывающие микромеханические аспекты поведения сплавов с памятью формы ифеноменологические [82]. Также было несколько попыток описания поведениясплавов с памятью формы на атомарном уровне [86].Микромеханический подход предполагает описание поведения сплавов спамятью формы при учѐте особенностей внутренней зѐренной структурыполикристаллических материалов.
Теоретически, поликристалл можно описать, какмножество монокристаллов и, используя модель поведения монокристалла, решатьграничную задачу. Примером такого подхода является работа [87], авторы которой,используя метод конечных элементов, построили численное моделированиедеформации поликристаллического материала, как совокупности монокристаллов сослучайной ориентацией. Авторам [87] удалось получить качественное описаниепсевдоупругого поведения поликристалла, но при этом в модели, во-первых, неучитывалась пластическая деформация, а, во-вторых, так как такой подход требуетзначительных вычислений оказалось невозможно получить численное решение длядостаточного количества зерѐн в реальной трѐхмерной задаче [87].
Поэтому49большинство микромеханических моделей поликристаллических сплавов с памятьюформы используют различные методы усреднения, что позволяет не решатьграничную задачу для каждого зерна [82,88–90].Феноменологический же подход основан на использование механикисплошной среды, с учѐтом термодинамики и использовании внутренних переменныхдля описания процессов превращения в материале [82]. В качестве внутреннегопараметра часто используется объѐмная доля мартенсита, а также вводитсянекоторая функция макроскопической энергии материала, зависящая от внутреннихпараметров и состояния материала, затем постулируются некоторые эволюционныеуравнения для внутренних параметров. В результате такие модели не зависятнапрямую от параметров материала, а находятся в зависимости от наборамакроскопических переменных, определяемых по экспериментальным данным.Такиемоделимогутбытьотносительнопростыми,когданапримерэкспериментальная кривая деформирования задаѐтся кусочно-линейной функцией[91] или наоборот очень сложными, включающими множество параметров,определяемых из набора экспериментов [84,92–95].Рассмотрим пример феноменологического подхода для описания процессов,происходящих в сплавах с памятью формы при циклическом изменениетемпературы или приложенной нагрузки.
Так в работе [95] авторы в качествевнутреннего параметра использовали объѐмную доля мартенсита - ξ, внешнимипараметрами были температура Т и напряжение σ. Константы материала,включающие в себя упругие модули, константы определяющие кинетикумартенситных превращений, коэффициенты линейного термического расширения идр., определялись по экспериментальным кривым и задавались, как функции,зависящие от (ξ,Т,σ). Для проверки и калибровки модели, авторы [95] сделали расчѐтнекоторых простых экспериментов.
Так на рисунке 23 представлен результатчисленного расчѐта изменения деформации при термоциклировании сплава TiNi подпостоянным напряжением 260 МПа. Как отмечают авторы [95], модель дала50Рисунок 23 Зависимости деформации (Strain) от температуры (Temperature),полученные при расчѐте термоциклирования под постоянном напряжением.
[95]неплохое качественное описание экспериментальных результатов, полученных в[96]. Однако, не смотря на простоту феноменологический подход, часто не даѐтудовлетворительных количественных результатов, из-за трудности подбора констант[1,49,83].Стоить отметить, что большинство моделей имеет узкую направленность иприменяются для описания конкретного явления, чаще всего это псевдоупругогоеповедение сплавов с памятью формы.
Реже модель способна описывать всѐмножество эффектов, происходящих в сплавах с памятью формы. Примером такоймодели, можно считать микромеханическую модель, созданную Е. Патором (E.Patoor) и Д. С. Лагудосом (D. C. Lagoudas), описанную в [80,82]. В моделииспользовался подход, впервые применѐнный М. Бервилье (M.Berveiller) дляописания упругопластического поведения микрогетерогенных материалов [82]. Дляописания поведения сплавов с памятью формы, системы скольжения были замененына варианты мартенсита, а объѐмные доли мартенситных вариантов использовались51в качестве параметров, описывающих изменения микроструктуры. На эти параметрыбыли наложение физические ограничения с учѐтом различных явлений, характерныхдля сплавов с памятью формы.
По мнению авторов [49], данная модель являетсянаиболее продвинутой с точки зрения описания физики деформирования сплавов спамятью формы, но, к сожалению в этой модели использовалось достаточнобольшое количество констант материала, которое необходимо было получать изсерии сложных экспериментов, что не всегда возможно на практике [49].Рисунок 24 Схема работы модели Парадиса (ParadisA.), Тирию (Terriault P.),Браиловского (Brailovski V).[49].52Примером другой микромеханической модели, способной описывать веськомплекс свойств сплавов с памятью формы является структурно-аналитическаятеория прочности В.А. Лихачѐва - В.Г.
Малинина [97]. По мнению авторов [49],данная теория является одной из самых простых микромеханических моделей,которая содержит минимальное количество расчѐтных констант.Так авторы [49], использовали расчѐтный модуль для своей модели, созданныйна основе усовершенствованной структурно-аналитической теории прочности А.Е.Волкова [98] (Рисунок 24).Использованиемодуляданногопозволилодеградациюсвойствучестьсплавовспамятью формы при накоплениепластической деформации.На рисунке 25 представленырезультатырасчѐтаизменениядеформациипритермоциклированииподРисунок25Расчѐтныезависимостидеформации от температуры, полученные притермоциклированиичерезинтервалмартенситных превращений под постояннымнапряжением 64 МПа [49].постояннымсплаваTiNiнапряжением64МПа.
Как утверждают авторы [49]модельпоказалакачественноесовпадениеисхорошееколичественноеэкспериментом.Поэтому в следующем разделе рассмотрим подробно рассмотрим основныеположения структурно-аналитической теории прочности.531.3.2. Основные положения структурно-аналитической теории прочности.Рисунок 26 Структурные уровни в модели с индивидуальнымивариантами мартенсита. [85]Структурно - аналитическая теория прочности была создана В. А. Лихачѐвыми В. Г.
Малининым [97]. Дальнейший вклад в усовершенствование теориимикроструктурного моделирования сплавов с памятью формы был сделан А.Е.Волковым с коллегами. В частности, использование специфичных законовупрочненияиразупрочнения,позволилоучитыватьвлияниеособенностейпластической аккомодации мартенситных кристаллов на протекание фазовыхпревращений при многократных теплосменах [85].Рассмотрим основные положения структурно - аналитической теории, сучѐтом изменений, сделанных в [85]. В модели, представленной в [85],рассматривается представительный объѐм материала, представленный тремяструктурными уровнями: сам представительный объем (верхний индекс - (0)), объемзерна (верхний индекс - (1)) и объем, занятый одной фазой (аустенитом или однимиз вариантов мартенсита Dn) (верхний индекс - (2)) (Рисунок 26). При этом,54мартенситная пластина и самоаккомодированная группа, объединены в единыйуровень мартенситной фазы в зерне.
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
