Диссертация (1150440), страница 11

Просмтор этого файла доступен только зарегистрированным пользователям. Но у нас супер быстрая регистрация: достаточно только электронной почты!

Текст из файла (страница 11)

А разброснапряжений max и ph на Рисунках 2.10 и 2.11 при растяжении мартенсита, скореевсего, является следствием его неоднородности.По графикам зависимости напряжения от температуры (Рисунки 2.10 и 2.11)хорошо видна разница в скорости изменения max и ph с увеличениемтемпературы деформирования, что приводит к их пересечению при температуреоколо 160оС.

Стоит отметить, что при температурах выше 160 оС пик напряженияв начале второй стадии не наблюдается, следовательно, высокоскоростноерастяжениеникелидатитанапроисходитнезасчетобразованияираспространения зон локализованной деформации, а за счет механизмадислокационной пластичности. Вероятнее всего, в реальности существуетнекоторая область температур, в которой сосуществуют оба механизмадеформации и с повышением температуры их вклад в суммарную деформациюпостепенно изменяется.

Полный переход к дислокационной пластичностиприводит к тому, что в диапазоне температур 200-300оС механическое поведениеисследуемого сплава при высокоскоростном нагружении подобно поведениюнекоторых ОЦК металлов. Случаи, нетипичные для большинства диаграммдинамического растяжения, когда зависимость - на первой стадии изменяланаклон в большую сторону, и рост объемной доли остаточного аустенита сповышением температуры деформирования после высокоскоростного растяжения73сплава в аустенитном состоянии объясняются совместным действием обоихмеханизмов.По-видимому, различия в кристаллическом строении различных типовмартенсита, входящих в фазовый состав исследованного сплава, определяютразные механизмы их деформирования и разный уровень соответствующих имнапряжений. Подтверждением этому может служить тот факт, что в мартенсите,образованном прямым превращением B2B19, доминирующими являютсядвойники одного типа, а в мартенсите, образующемся из промежуточной R-фазы(RB19), доминируют двойники другого типа [68, 69)].

Понятно, чтодеформирование обоих типов мартенсита происходит разными путями и приразныхнапряжениях,имеющихразныезависимостиоттемпературы.Превращение RB19 также может вносить отдельный самостоятельный вклад вформирование фазового предела текучести. Следует добавить, что образованиеразных типов мартенсита может вызывать разные температурные изменениявблизи фронта деформации, так как сопровождается разными тепловымиэффектами.

Этими причинами вполне возможно объяснить разброс значенийфазового предела текучести сплава в аустенитном состоянии.Все рассмотренные особенности механического поведения сплава TiNi приквазистатическом и высокоскоростном нагружении должны сказаться и нафункциональных свойствах – однократной и обратимой памяти формы,исследование которых будет описано в последующих главах.Таким образом, в результате проведенного исследования механическогоповедения сплава TiNi при квазистатическом и высокоскоростном растяженииустановлено, что фазовый и дислокационный пределы текучести ведут себяразличным образом с повышением температуры испытаний, имея при комнатнойтемпературе приблизительно одинаковые значения.

Фазовый предел текучестинепрерывно растет в динамическом случае, а в квазистатическом случае сначалаубывает до некоторого минимума и только потом начинает расти. Это означает,что процессы двойникования, раздвойникования и переориентации мартенситнойфазыоченьчувствительныкскоростинагружения.Крометого,при74высокоскоростном нагружении значения фазового предела текучести всегдавыше, чем при квазистатическом.

Дислокационный предел текучести приквазистатическом нагружении также как и фазовый имеет минимум в районетемпературы 50оС, а при динамическом нагружении, во-первых, имеетзначительно более высокие значения, а, во-вторых, не имеет минимума и убываетпри изменении температуры испытаний от комнатной до 150 оС. Притемпературах выше 150оС дислокационный предел текучести в обоих случаяхимеет практически одинаковое поведение и одинаковые значения.75Глава 3. Компьютерное моделирование механическогоповедения никелида титана при высокоскоростном иквазистатическом растяженииДля проведения компьютерного моделирования механического поведенияэквиатомного сплава TiNi была выбрана микроструктурная модель, основанная насозданной В.А.Лихачёвым и В.Г.Малининым [70] структурно-аналитическойтеории прочности, и в настоящее время развиваемая А.Е.

Волковым и М.Е. Евард[71-75], которые оказали большую консультационную помощь при выполненииэтой части работы.Рассмотрим основные положения микроструктурной модели, в современномвиде достаточно полно описанную в [71]. Изучаемый математический объектпредставляет собой поликристалл, каждое зерно которого характеризуетсяориентацией . Деформация представительного объема вычисляется путемусреднения деформаций по всем зернам (в дальнейшем будем использоватьобозначение Ngr – количество зерен):N gr    igr ( ) ,i 1Однойизосновныхгипотезмикроструктурноймоделиявляетсяпредположение о возможности представления полной деформации в виде суммыдеформаций, обусловленных различными механизмами. Для i-го зерна это можнозаписать в виде: i gr   i gr e   i gr T   i gr Ph   i gr MP   i gr P .Соответствующие виды деформации определяют индексы: “е” – упругая, “T”– тепловая, “Ph” – фазовая, “MP” – микропластическая, “P” – пластическая [71].Упругая деформация и деформация теплового расширения рассчитываются поизвестным соотношениям.Принимая во внимание предположение, что в зерне может находитьсяаустенит и N вариантов мартенсита, фазовая деформация зерна вычисляется76следующим образом: gr Ph 1n D (n) ,N nгде Фn  объемная доля n-го варианта мартенсита, а D(n) – матрицадеформации для n-го варианта мартенситного превращения.Микропластическая деформация, обусловленная аккомодацией , в зерневычисляется по формуле: gr MP 1 np D ( n ) ,N nгде np – мера микропластической деформации, связанной с ростом n-го вариантамартенсита, κ – постоянная материала [71].Для двухфазной среды, состоящей из аустенита и мартенсита, используяметоды равновесной термодинамики и добавляя к обычным термодинамическимсилам силу трения, термодинамический потенциал Гиббса записывали в видеG GeigGmix, Geig1 N (1   )G    nG Mn ,N n1grAгде Geig – собственный потенциал фаз, Gmix = n (/2)(n – np)2 – потенциалсмешивания, GA, GMn – потенциалы соответственно аустенита и n-го вариантамартенсита,  – константа материала, которая вычисляется по заданнымхарактеристическим температурам и скрытой теплоте превращения.Для того, чтобы сформулировать эволюционные уравнения для параметровn и np были рассмотрены обобщенные силы, соответствующие этимпараметрам.

Силу смешивания Fnmix, характеризующую зависимость упругойэнергии внутренних межфазных напряжений от количества образовавшегосяварианта мартенсита, записывали в виде: Fnmix = (n – np),Термодинамическуюсилу,вызывающуюувеличениеопределяли следующим образом:Fnt q0(Tn  T0 )  ij Dij( n) ,T0параметра n,77где Tn - эффективная температура превращения для n-го варианта мартенсита.Предполагается, что межфазные границы при своем движении испытываютсопротивление, связанное с необходимостью затраты энергии на зарождениекристаллов мартенсита и преодоление других барьеров. Силу, ответственную заэто сопротивление, называют силой трения, и ее выражение через константыматериала имеет следующий вид:| F fr |  q 0 ( A f  M s ) /(2T0 ) .Условие превращения было сформулировано в виде:Fnt = Fnmix  Ffr,где для прямого мартенситного превращения используем сложение, а дляобратного – вычитание [71].Закон изменения объемной доли n-го варианта мартенсита, происходящеговследствие мартенситного превращения, полученный в работе [71] на основеизложенных выше соотношений, выглядит следующим образом:dFntd n H ( Fnt  Fnmix  F fr ) H (dFnt ) H (1   Gr )dir(1  kn )dFntH ( Fnmix  Fnt  F fr ) H (dFnt ) H ( n )rev(1  kn ),прямое превращение описывается первым слагаемым, а обратное – вторым.Изменение меры микропластической деформации представлено уравнениями:dnp = kndir dn ,dnp = knrev dn ,для прямого и обратного превращений, соответственно.

При этом параметры kndir иknrev равны:kdirnH1 ( Fnp  Fny ) ,hkrevn  rn*H1 ( FnP  Fny ) ,hгде, Fny — по аналогии с напряжением течения — сила микропластическоготечения, Fnp = –G/np = -Gmix/np = Fnmix, h — “модуль микропластичности”,78rn* = r (Fny – F0y)H(Fny – F0y), параметр r характеризует разупрочнение приобратном мартенситном превращении.ТаккаквсплавенаходящемсяTiNi,вмартенситномсостоянии,переориентация мартенсита является основным механизмом деформирования приизменении напряжения, то этот эффект был отдельно рассмотрен в работе [75].Считали, что переориентация мартенсита в направлении l 0 в пространствепеременных Фn возможна тогда, когда F tw(l 0,T,,,p) = F fr tw, где F tw –термодинамическая сила переориентации мартенсита, F fr tw – сила сопротивления,а если F tw(l 0) < F fr tw – переориентация невозможна [75].

Термодинамическуюсилу переориентации мартенсита в направлении l 0 вычисляли по формуле:NF tw (l 0 )   Fntw l n0 , где F ntw = D(n):–(n – np).n 1Вследствие переориентации мартенсита, вызванной изменениями внешнихусловий, происходит изменение количества мартенсита 1,…,N и мерыppмикропластической деформации 1 ,…, N . Связь между приращениями фазовойдеформацииdntwимикропластическойдеформацииpdntw,вызваннойдвойникованием, выглядит следующим образом:pdntw = kntw dntw ,гдеkntw hH1 | Fnp |  Fny tw  .Изменения величин n, связанные с двойникованием, выражаются в виде:dntw = ln0d, где ln0 = 0, ||l 0|| = 1 (знак || || обозначает норму вектора), аnd ~d F tw  l n0 l n0 1  k ntw N.n 1Для расчета атермический пластической деформации использовали модель,описанную в [74].

Характеристики

Список файлов диссертации