Диссертация (1150440), страница 8
Текст из файла (страница 8)
При этом также было предположенавозможностьсамоорганизациипереориентациимартенситныхдоменовсобразованием макроскопического фронта переориентации.Былоустановлено,чтопринебольшойнеобратимойпластическойдеформации (до 4 %) значение величины обратимой памяти формы послеударного нагружения больше, чем после квазистатического, с условием, чтонеобратимая деформация была одинаковой в обоих случаях (Рисунок 1.50).Температуры начала и окончания обратного мартенситного превращения припервом нагреве практически не зависели от скорости деформирования (Рисунок1.51).Рисунок 1.51. Зависимостьхарактеристическихтемператур As (□, ■) иAf (∆, ▲) от остаточнойдеформации послеквазистатического (□, ∆)и ударного (■,▲)нагружения [36].Другие исследования.
Существуют работы, которые нельзя отнести к однойиз вышеперечисленных групп работ. Например, в работе [48] была проведенасерия ударных нагружений пластины для изучения поведения сплава NiTi c55,5масс.% никеля. Образец диаметром 50 мм и толщиной 5 мм нагружали 2-3ммпластинами из дуралюмина и меди, закрепленных в обойме, со скоростями 200-50875 м/с с помощью газовой пушки. Измеряли давление, скорость удара и скоростьчастиц поверхности.Авторы обнаружили некоторую задержку на восходящей ветви ударногоимпульса в районе 3,5 ГПа и предположили, что это соответствует пределуупругости Гюгонио. Кроме того, различие предела текучести при ударном иквазистатическом нагружении (794 МПа против 500 МПа) говорит о большомвлиянии скорости деформирования на свойства сплавов с эффектом памятиформы.Закономерности динамического деформирования пористого никелида титанаисследовали в работе [49], которая, в основном, была посвящена исследованиюсверхупругого квазистатического поведения пористого никелида титана исравнению с расчетной моделью на основе трехфазового метода Мори и Танаки.Объектом исследования служил пористый никелид титана, изготовленныйспеканием при 800°С под давлением 25МПа из порошка 49.1Ni–50.9Ti.
Образцыимели пористость в 12% и плотность 5,7 г/см, Аs=1,3°С, Af=23,8°С.Высокоскоростное сжатие проводили методом Кольского для разрезных стержнейГопкинсонаприкомнатнойтемпературе,исследовалиновуюметодикуформирования импульса для получения относительно постоянных скоростейдеформирования (Рисунок 1.52).Рисунок 1.52.Композитныйформировательимпульса и типичнаязависимость истинныхнапряжений отвремени [49].Результаты нескольких испытаний показаны на Рисунке 1.53, в том числе триквазистатических испытания (серые кривые) и одного эксперимента безформирователя импульса (черная кривая). Видно, что поведение пористого51никелида титана (с указанной пористостью) соответствует поведению сплошногосплава TiNi.Рисунок 1.53.Диаграммыдеформированияпористого сплава сразличнымискоростями [49].Исследованию характера разрушения никелида титана при квазистатическоми высокоскоростном нагружении, с акцентом на трещиностойкость (ударнуювязкость) и механизм разрушения была посвящена работа [50].
Испытанияпроводили методом четырехточечного изгиба при комнатной температуре.Использовали образцы сплава Ti-55,6wt.%Ni (SE-508, NDC) с размерами 5×6.5×40мм (толщина, ширина и длина, соответственно) с одним или двумя надрезамиКвазистатическое нагружение проводили на сервогидравлической машине соскоростью 0,5 мм/мин, и критическая нагрузка определялась в терминахстандартаASTME399.Высокоскоростноенагружениепроводилисиспользованием модифицированной системы Гопкинсона с промежуточнымформирователем импульса.В результате исследования авторы сделали следующие выводы:1. Ударная вязкость никелида титана при высокоскоростном нагружении вполтора раза выше, чем при квазистатическом нагружении.2.
Механизм разрушения никелида титана сильно зависит от скоростинагружения. С увеличением скорости нагружения материал демонстрировал52увеличениедоливязкогоразрушения.Приувеличениискоростидеформирования также возрастала тенденция превращения мартенситавызванного напряжением в области вершины трещины.Придинамическомнагруженииобразованиемартенсита,вызванногонапряжением, играет важную роль в зарождении, росте и слиянии микропор, атакже в поведении развития трещины, и тесно связано с повышениемтрещиностойкости.В работе [51] были исследованы неупругие свойства сплава TiNi вмартенситном состоянии при магнитно-импульсном нагружении и проведеносравнение экспериментальных данных с расчетными.
Для того чтобы описатьдинамическое механическое поведение сплава TiNi была предпринята попыткаприменить принципы, основанные на концепции инкубационного времени.Объектомисследованийбылипроволочныеобразцыдиаметром2мм,изготовленные из сплава TiNi эквиатомного состава (Mf=36.5°C). Динамическиеиспытания проводили при комнатной температуре с использованием магнитоимпульсной установки.
Эта установка генерировала импульсы давлениямикросекундной длительности и амплитудой до 2ГПа. Была разработанаспециальная методика на основе испытания на трехточечный изгиб проволочныхобразцов. Динамические испытания на изгиб сопровождались аналогичнымиквазистатическими опытами.НаРисунке1.54приведеносравнениезависимостирасчетныхиэкспериментальных значений порогового напряжения, приводящего к появлениюмартенситной неупругости, включающую в себя как обратимую, так инеобратимую часть, от продолжительности импульса. В процессе исследованиябыло выяснено, что теория инкубационного времени оказалась применимой дляописания неупругого поведения сплавов с памятью формы в мартенситномсостоянии. Инкубационный период процесса неупругого деформирования былрассчитан на основе экспериментальных данных и составил 2,3 миллисекунды.53Рисунок 1.54.
Зависимость порогового напряжения отпродолжительности механического импульса [51].В работе [52] исследовали влияния старения на микроструктурнуюэволюцию, твердость и поведение при высокоскоростном сжатии сплава Ti–55Ni.Образцы были состарены в течение различного времени (от 0,5 до 48 часов) вдиапазоне температур от 400°C до 1000°C. Перед старением образцыгомогенизировали при 1100°C 1 час и закаливали в ледяную воду. Состаренныеобразцы с размерами 3×3×6мм деформировали сжатием со скоростью ∼1500с-1методом Кольского для разрезных стержней Гопкинсона.Рисунок 1.55.
Зависимость твердости сплава TiNi от времени старенияпри различных температурах [52].54а)б)Рисунок 1.56. Диаграммы высокоскоростного деформирования сжатиемсплава TiNi после старения при различных температурах – 500 (а), 600(b), 700 (c) и 800oC (d). Время старения от 0,5 до 48 часов.
Значения пооси x – в мм [52].Было выяснено, что твердость гомогенизированного и закаленного льдомсплава Ti-55Ni составила 67 HRC, твердость состаренного сплава варьироваласьмежду 52 и 72 HRC в зависимости от температуры старения. Как видно изРисунка 1.55, старение при 400-500oC или 900-1000oC привело к высокойтвердости ~ 65 и 72 HRC. Сплав, состаренный при 500°C (Рисунок 1.56а), показалочень высокую прочность ~2000-2500 МПа, состаренный при температуре от700oC до 800oC имел твердость ниже – между 52 и 57 HRC, а также оптимальноесочетание умеренной прочности (1400-2000 МПа) и высокой пластичности ~1020%.
Сплав, состаренный при 700oC, продемонстрировал более низкий пределпрочности (~1400MПa против 1800 МПа) и более высокую пластичность (~22%против 12%), по сравнению с состаренным при 800oC. Сплав состаренный при800oC содержащий только остаток TiNi3 фазы, имел более высокую прочность,чем сплав состаренный при 700oC, содержащий Ti2Ni3 и TiNi3 фазы (Рисунки 1.55и 1.56).
Очевидно, что присутствие TiNi3 улучшало механические свойства,сохраняя хороший баланс между прочностью и пластичностью.Результаты исследования влияния холодной обработки и текстуры наповедениесплаваTi-50.8Niпривысокоскоростномнагружениибылиопубликованы в работе [53]. В качестве образцов использовали пластины изсплава Ti-50.8Ni после холодной обработки с последующим состариванием при55~510-525°С в течении короткого времени, пластины, полностью отожженные при800°С в течении часа и стержни после отжига при 800°С.
Деформированиепроводили растяжением при низких температурах (-196°С, -100°С, -50°С и 0°С),комнатной температуре (20°С) и повышенных температурах (100°С, 200°С, 300°Си 400°С). Квазистатическое деформирование проводили на машине Instron соскоростью 10-3с-1, высокоскоростное – методом Кольского для разрезныхстержней Гопкинсона со скоростью ~1200с-1.Результаты исследования показали, что критическое напряжение, котороеопределяли по 0,2% остаточной деформации, было выше в отожженном сплавепри -196°С, но при других температурах это напряжение всегда было больше вхолоднокатаном листе (Рисунок 1.57а).а)b)c)Рисунок 1.57.
Зависимость критического напряжения сплава Ti–50.8Ni оттемпературы деформирования холоднокатаной (CW) и отожженнойпластины (а), отожженной пластины и отожженного стержня (b), вхолоднокатаной пластине (с) от температуры деформирования:квазистатическое (QS, 10-3с-1) и высокоскоростное (Dyn, 1200с-1)нагружение, деформирование вдоль продольного (L) и поперечного (T)прокатке направления. Зоны стабильного мартенсита (М), сверхупругаязона (SE), зона мартенсита, вызванного напряжением (SIM), и зонастабильного аустенита (А) определены схематично. Критическоенапряжение определяли для 0,2% остаточной деформации [53].Были схематично выделены три области, а именно, область стабильногомартенсита (М), область мартенсита, вызванного напряжением (SIM) и областьстабильного аустенита (А) (Рисунок 1.57).
После холодной обработки "плато"56напряженияуменьшалосьсростом температурыот-196°С до-50°С.Сверхупругость проявлялась в интервале температур, как правило, от 0°С до 120150°С. Наибольшая разница в критических напряжениях наблюдалась всверхупругой области вблизи 100°С и в области стабильного аустенита (T≥200°C)(Рисунок 1.57а), в остальных случаях изменение критического напряжения былонезначительным.Привысокоскоростномдеформированиикритическиенапряжения были больше чем при квазистатическом (Рисунок 1.57с). Сплав,продеформированный в направлении, поперечном по отношению к направлениюпрокатки (T), при всех температурах показал большие критические напряжения,прочность при растяжении и упрочнение, но меньшую пластичность, чем придеформировании в продольном направлении (L) (Рисунок 1.57).В работе [54] изучали механическое поведение сплавов с эффектом памятиформы при cубмикросекундном ударно-волновом нагружении сжатием вдиапазоне температур от -80 до 160°С. Исследовали два сплава - Ti51.1Ni48.9 иTi49.4Ni50.6.
Образцы обоих сплавов испытывали как в исходном состоянии сосреднимразмеромзерна~15и~30мкмсоответственно,такивсубмикрокристаллическом состоянии. Первый сплав всесторонней ковкойдоводили до состояния с размером зерен 0.05-0.2 мкм, а второй – методом РКУПдо состояния, когда 70% зерен имели размер 0.1-0.3 мкм, а остальные – 0.3-1 мкм.Импульсы ударного сжатия в исследуемых образцах генерировались ударомалюминиевых пластин - ударников толщиной 0.4мм, разогнанных до скорости 630±30м/с с помощью взрывных устройств.
Диапазон выбранных температурвключал как области стабильного состояния образцов в аустенитной имартенситной фазах, так и область термоупругих мартенситных превращений.Cравнение волновых профилей (Рисунок 1.58) показало, что сплав Ti51.1Ni48.9в различном структурном состоянии ведет себя по-разному. Для образцов вмартенситной и смешанной фазе при температурах -60 и 20°С динамическийпредел упругости был мал, но увеличение начальной температуры образцов до80° С и выше приводило к его возрастанию.
Максимальное значениединамического предела упругости было зафиксировано при температуре 80°С.57При 80°С возросла также скорость спада параметров в волне разрежения: ее«крутизна» стала даже больше, чем крутизна волны сжатия. Возможной причинойвозросшей крутизны разгрузки могло быть увеличение скорости звука по мереразгрузки вследствие эффекта псевдоупругости при обратимом мартенситномпревращении. Откольная прочность образцов, пропорциональная спаду скоростиот максимума до первого минимума в волне разгрузки, в мартенситной исмешанной фазе была практически одинаковой. Также в аустенитной фазе сплавдемонстрировал более высокое сопротивление разрушению.а)б)Рисунок 1.58.
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
