Диссертация (1150440), страница 9
Текст из файла (страница 9)
Профили скорости свободной поверхности образцовсплава Ti51.1Ni48.9.а) — для образцов в мартенситном и смешанном состоянии,b) – для образцов в аустенитном состоянии [54].На Рисунке 1.59. показаны результаты экспериментов для образцов сплаваTi51.1Ni48.9, имеющих различный размер зерна. В субмикрокристаллическихобразцах была меньшая диссипация энергии удара и реализовывалась меньшаяоткольная прочность. Динамический предел упругости, как в исходных, так и всубмикрокристаллических образцах при низкой температуре был мал, новозрастал с увеличением начальной температуры образцов. При 140°Ссубмикрокристаллический сплав демонстрировал более высокий, чем в исходномсплаве, динамический предел упругости.58a)b)с)Рисунок 1.59. Профили скорости свободной поверхности образцов сплаваTi51.1Ni48.9, имевших различный размер зерна, в исследованном интервалетемператур [54].На Рисунке 1.60 представлены результаты измерений волновых профилейдля сплава Ti49.4Ni50.6 после измельчения зерна.
В целом поведение этого сплаваподобно поведению сплава Ti51.1Ni48.9. С увеличением начальной температурыобразцов величина динамического предела упругости быстро возрастала. Притемпературе 30 °С образцы имели наименьшую откольную прочность.Рисунок 1.60. Профили скоростисвободной поверхности образцовсубмикрокристаллического сплавапосле измельчения зерна винтервале температур от -78 до140°С [54].По волновым профилям были рассчитаны пределы текучести сплавов,однако, почему-то, они содержали только 3 точки и их сравнение сквазистатическими данными, полученными другими авторами, нельзя назватьдостоверным.59Авторы сделали вывод, что влияние интенсивной пластической деформациина прочностные свойства никелида титана при динамическом нагружении нестоль значительно, как при низкоскоростном деформировании.В заключение этого параграфа из всего вышесказанного можно сделатьвывод, что в проведенных ранее работах исследовали, в основном, механическиесвойствасплавовTiNi,систематическиеработыбылипроведеныпоисследованию сверхупругости, которую, в принципе, также можно отнести кмеханическим свойствам, хотя, с таким же успехом некоторые исследования врежиме сверхупругости можно отнести к изучению мартенситных превращений.Исследования эффектов памяти формы носили несистематический характер и, восновном, проводились в режиме сжатия, так как это наиболее простая методикадля разрезных стержней Гопкинсона.
Систематические работы по исследованиюоднократной и обратимой памяти формы были начаты работами [34, 35, 36],которые проводили только после высокоскоростного предварительного сжатияпри комнатной температуре (в мартенситном состоянии). При этом былопоказано, что есть области предварительных высокоскоростных деформаций,которые приводили к повышению эффектов памяти формы по сравнению сквазистатическим нагружением. Систематические работы в режиме растяженияотсутствовали.
Именно поэтому исследования механических свойств, эффектовпамяти формы после высокоскоростного растяжения и сравнение их сквазистатическим случаем являются новыми и актуальными.60Глава 2. Механические свойства никелида титана привысокоскоростном и квазистатическом растяженииВо всех наших исследованиях, в том числе и исследованиях механическихсвойств, при высокоскоростном и квазистатическом растяжении объектом служилсплав TiNi состава близкого к эквиатомному с температурой начала прямогомартенситного превращения Мs = 74оС. В экспериментах использовали образцыцилиндрической формы с рабочей частью диаметром 5 мм и длиной 10 мм,изготовленные из горячекатаных прутков двойного сплава, которые отжигали при500оС в течение 1 часа и охлаждали с печью.
Деформирование растяжениемосуществляли при температурах: 20С, 50С, 60С, 77С, 87С, 110С, 115С,120С, 180С, 220С, 260С, 300С. Такой выбор температур позволялисследовать механические свойства сплава в мартенситном, аустенитном исмешанном состоянии. Высокоскоростное нагружение осуществляли в НаучноисследовательскоминститутемеханикиНижегородскогогосударственногоуниверситета им. Н.И.Лобачевского на установке, реализующей метод Кольскогодля разрезных стержней Гопкинсона со скоростями деформирования около 103с-1[55].
Большую помощь в проведении высокоскоростного растяжения оказывалиА.М. Брагов, А.Ю. Константинов и А.К. Ломунов. Квазистатическое нагружениепроводилинаиспытательноймашинеLloydLR30KPlus,оснащеннойтермокамерой, со скоростью деформирования 10-3с-1. Помощь в подготовкеобразцов, проведении их обработки и исследований оказывали А.Х.
Галиева,В.И. Григорьева и Е.С. Остропико.Температуры прямого и обратного мартенситных превращений определяли вдифференциальном сканирующем калориметре (ДСК) Mettler Toledo 822e.Результаты определения температур мартенситных превращений методом ДСКпредставлены на Рисунке 2.1, из которого следует, что характеристическиетемпературы сплава имели следующие значения: Mf = 32oC, Ms = 74oC, As = 74oC,Af = 98oC. О наличии нескольких стадий прямого и обратного мартенситных61превращений свидетельствует асимметрия пиков на кривых, совпадениетемператур начала прямого и обратного превращений указывает на развитиенезависимогоB2R-превращения,априсутствиетрехнеразрешенныхмаксимумов I, II и III при охлаждении говорит о возможности последовательногоразвития B2RB19 и B2B19-превращений.Рисунок 2.1.
Температурная зависимость тепловыделения итеплопоглощения исследуемого сплава TiNi.Наличие этих трех стадий прямого мартенситного превращения позволяетсделать вывод о том, что фазовый состав исследованного сплава также включаетвыделения Ni4Ti3. Неоднородность распределения этих выделений в структурематериала и является причиной многостадийности мартенситного превращения всостаренных сплавах TiNi [56-59]. Используя результаты ранее проведенныхисследований [56, 60, 61] и примененный режим термообработки, можнопредположить, что объемная доля этих выделений составляла около 2%, а ихразмер и расстояние между ними варьировались в диапазоне 100-200 нм.Указанные выше особенности структурно-фазового состояния сплава должныбыли отразиться на его механическом поведении при квазистатическом ивысокоскоростном растяжении.
Прежде всего приведем характерные диаграммы62квазистатического нагружения сплава в мартенситном при 20°С и в аустенитномсостоянии при 130°С (Рисунок 2.2).а)б)Рисунок 2.2. Диаграммы квазистатического растяжения сплава TiNi вмартенситном (20°С) (а) и аустенитном (130°С) (б) состоянии.Отличительной особенностью этих диаграмм от известных в литературедиаграммзакаленныхдвойныхсплавовTiNiявляетсяотсутствиепиканапряжения, обычно наблюдаемого в начале второй стадии квазистатическогорастяжения, и связанного с образованием, ростом и слиянием зон локализованнойдеформации [62-64].
Именно этот процесс и определяет протяженность плато,следующего за пиком напряжения.Наличие в исследованном сплаве нескольких мартенситных превращений,результатом которых является образование мартенситных фаз с разнойкристаллической структурой, обуславливает различные механизмы их обратимойдеформации и разный уровень напряжений, инициирующих эти механизмы.Интенсивное развитие превращений, протекающих при низких напряжениях ипредотвращающих быстрый рост напряжений, характерный для однофазныхзакаленных сплавов, объясняет большую протяженность первой стадии иотсутствие пика напряжения в начале второй стадии диаграмм квазистатическогорастяжения исследованного сплава TiNi.
Плато напряжения, знаменующее собойпереход ко второй стадии, возникает только при достижении уровня напряжений,запускающих новый механизм деформирования, когда уже есть области,претерпевшие деформацию. Изменение наклона зависимости напряжение-63деформациянапервойстадиидиаграммквазистатическогорастяженияисследованного сплава в мартенситном состоянии позволяет предполагатьналичие превращения, протекающего при низких напряжениях. Принимая вовнимание фазовый состав исходных образцов, можно сделать вывод, что этимпревращением, скорее всего, было превращение RB19, за которым на второйстадиипротекалипроцессыраздвойникованияипереориентацииB19-мартенсита, как имевшегося в исходной структуре, так и образовавшегося поднапряжением.Еслиобратитьсякдиаграммамдеформированияпривысокоскоростном нагружении, которые для тех же температур показаны наРисунке 2.3, то в этом случае пик напряжения отчетливо виден.
На диаграммахвыделены три стадии деформирования (I, II и III), выбор которых так же основанна различном характере изменения напряжений. На этом же Рисунке 2.3 введеныобозначения max и ph – максимальное и минимальное напряжения пика навторой стадии высокоскоростного деформирования, которые будут использованыдалее.а)б)Рисунок 2.3. Диаграммы высокоскоростного деформирования сплава TiNi вмартенситном (20°С) (а) и аустенитном (130°С) (б) состоянии.По полученным диаграммам деформирования исследуемого сплава методомкасательных находили предел текучести. Известно, что обычно никелид титанаможетобладатьдвумяпределамитекучести–фазовым(напряжение,соответствующее началу процесса деформирования, связанного с мартенситными64превращениями), при достижении которого начинается фазовая обратимаянеупругость, и обычным дислокационным, при достижении которого начинаетсятолько необратимое формоизменение (Рисунки 2.2, 2.3).
Первый предел связан собратимыми каналами деформирования – двойникованием и раздвойникованием,переориентацией мартенситной фазы, протеканием прямого мартенситногопревращенияподнапряжением.Второйпределсвязансобычнымидислокационными каналами пластического деформирования. В особых случаях,когда упомянутые выше процессы, инициирующие появление первого пределатекучести, протекают последовательно и раздельно друг от друга, можетпоявляться третий, дополнительный предел текучести. Например, сначаланачинается неупругое деформирование, связанное с прямым мартенситнымпревращением аустенита в мартенсит (первый предел текучести), а послеисчерпанияэтогоканаланачинаетсядвойникование,раздвойникование,переориентация образовавшегося мартенсита (второй предел текучести).
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
