ВУЗ: Российский государственный технологический университет имени К.Э. Циолковского
Категория: Учебное пособие
Дисциплина: Материаловедение
Добавлен: 18.02.2019
Просмотров: 12633
Скачиваний: 123
111
Переменная
растворимость
легирующих
элементов
в
β-фазе,
эвтектоидное превращение и существенная зависимость характеристических
температур МП от степени легирования β-фазы позволяют, с одной стороны,
изменять температурный интервал реализации ЭПФ с помощью термической
обработки, а с другой - требуют жесткого контроля ее режимов, подбор
которых необходимо осуществлять для каждого конкретного состава. Общая
тенденция для рассматриваемых составов такова, что понижение температуры
нагрева под закалку или скорости охлаждения при закалке, увеличение
температуры или длительности старения приводят к повышению М
Н
и А
Н
за
счет выделения промежуточных и равновесных фаз. Однако следует
контролировать степень распада при старении, поскольку на поздних стадиях
может произойти ухудшение характеристик ВФ или даже полная потеря
способности проявлять ЭПФ. Собственно говоря, по этой причине
максимальная рабочая температура сплавов Cu-Al-Ni ограничена 100°С.
Мартенсит γ′
1
является не единственным атермическим мартенситом. В
сплавах с повышенным содержанием Аl в зависимости от режимов
предшествующей термической обработки может образовываться атермический
β′
1
(18R) мартенсит или смесь γ′
1
и β′
1
- фаз. Мартенсит β′
1
образуется также в
процессе нагружения при Т
Д
>А
К
, обеспечивая для монокристаллов Cu-Al-Ni
проявление СУ, при которой практически не наблюдается гистерезис.
Максимальная величина ε
Н
при полном ВФ как при необратимом ЭПФ,
так и при СУ достигается на монокристаллах и составляет 5% для γ′
1
и 7% для
β′
1
мартенсита. При переходе к поликристаллам величина ε
Н
уменьшается в 2-3
раза. Одновременно в 2 раза (с 600 до 300 МПа) уменьшаются напряжения, при
которых происходит разрушение образцов. Поэтому и величина реактивных
напряжений для сплавов Cu-Al-Ni не превышает 200 МПа.
Для поликристаллических сплавов системы Cu-Al-Ni проблема низкой
трещиностойкости как при термической обработке, так и при циклическом
деформировании является основной в плане практического использования этих
сплавов. Зарождение трещин и разрушение происходит по границам зерен.
Попытки избежать межзеренного разрушения уменьшением размера зерна
путем микролегирования и оптимизацией технологии получения и обработки
сплавов хотя и позволили несколько улучшить свойства, но не настолько,
чтобы открыть им широкую перспективу применения. В этом отношении
112
значительно больший интерес представляют монокристаллы сплавов Cu-Al-Ni,
а также сплавы системы Cu-Zn-Al.
Состав сплавов системы Cu-Zn-Al, в которых проявляется ЭПФ,
охватывает довольно широкую область концентрации компонентов (табл. 2.1).
Высокотемпературная β-фаза с неупорядоченной ОЦК решеткой при закалке
переходит в упорядоченную В2-фазу, которая является основной в этой
системе. Однако при увеличении содержания А1 может происходить переход
B2↔DО
3
. Этим обусловлено, что в сплавах системы Cu-Zn-Al может
образовываться как 9R (M9R), так и 18R (M18R) мартенсит.
Характеристические температуры МП сплавов системы Cu-Zn-Al
существенно зависят от соотношения компонентов в сплаве и могут меняться
от -180 до 100°С. Заданные температуры обычно получают путем оптимизации
химического состава сплава. Термическая обработка также оказывает влияние
на температурный интервал проявления ЭПФ, особенно это касается старения,
которое
протекает
многостадийно
и
сопровождается
выделением
промежуточных фаз, а для некоторых составов и B2↔DО
3
переходом или
разупрочнением. Характеристические температуры МП сложным образом
изменяются при увеличении температуры и времени старения, хотя в конечном
итоге имеет место тенденция к их снижению.
Поликристаллы Cu-Zn-Al более склонны к пластической деформации
путем скольжения при нагружении и термоциклировании, чем Cu-Al-Ni.
Поэтому циклирование в интервале М
К
-А
К
приводит к появлению большого
числа дислокаций и стабилизации мартенсита. При циклическом нагружении
даже при температурах выше А
К
сверхупругость полностью не реализуется из-
за легкости дислокационного скольжения. Однако по этой же причине
разрушение поликристаллов Cu-Zn-Al при многократном циклировании
происходит в основном по телу зерна, чем сплавов Cu-Al-Ni.
Характеристики ЭПФ сплавов Cu-Zn-Al в значительно большей степени
определяются химическим составом сплава, чем структурой. Даже в литом
состоянии на сплавах, содержащих 14÷22 Zn и 4,8÷7,2 А1 (масс. %), можно
получить полное ВФ в свободном состоянии при ε
Н
≈6%, а величина σ
Р
может
достигать 350 МПа. Применение микролегирования и термомеханической
обработки, обеспечивающих измельчение зерна, приводят к увеличению ε
В
при
одностороннем ЭПФ и СУ приблизительно на 1% по сравнению с
крупнозернистыми образцами.
113
Сплавы Cu-Zn-Al проявляют обратимый ЭПФ. Наиболее полно и
стабильно он проявляется при циклировании в нагруженном состоянии в
интервале М
К
-А
К
. Однако низкая термическая стабильность сплавов
ограничивает величину нагрузки, т.к. при температурах выше 100°С начинается
диффузионный распад и сплавы теряют способность проявлять ЭПФ.
Вопросы для самоконтроля к Главе 4
1. Как влияет концентрация никеля на температуры МП в сплавах на
основе никелида титана?
2. Как влияет легирование третьим компонентом на температуры МП в
сплавах на основе никелида титана?
3. Каким образом можно повлиять на температуры МП и свойства ЭПФ
сплавов на основе никелида титана?
4. Какими методами получают слитки сплавов на основе никелида
титана?
5. Какова температура плавления никелида титана?
6. Какова область гомогенности В2-фазы?
7. Какие фазы можно обнаружить в сплавах на основе никелида титана?
8. При каких температурах осуществляют горячую обработку давлением
полуфабрикатов из сплавов на основе никелида титана?
8. При каких температурах осуществляют теплую обработку давлением
полуфабрикатов из сплавов на основе никелида титана?
9. Назовите виды термической обработки сплавов на основе никелида
титана.
10. Как влияет термическая обработка на свойства ЭПФ?
11. Какие сплавы с медью относятся к МПФ?
12. Сравните свойства МПФ никелида титана и сплавов на основе меди?
114
Глава 5. Особенности проявления эффекта памяти формы в
сплавах с неупорядоченной структурой
5.1. Сплавы на основе титана
В титане и сплавах на его основе высокотемпературная β-фаза с
неупорядоченной ОЦК структурой может претерпевать при закалке три МП:
β→α′ (ГП), β→ω (гексагональная) и β→α′′ (орторомбическая), из которых
только последнее удовлетворяет почти всем требованиям (кроме упорядочения)
для проявления ЭПФ и СУ (см. табл. 2.2). Несмотря на отсутствие
упорядочения, внутреннее двойниковое строение мартенсита, по-видимому,
обеспечивает почти полную кристаллографическую обратимость α′′→β МП при
нагреве, но из-за низкой термической стабильности мартенсита и β-фазы
обратное МП может быть реализовано только при высоких скоростях нагрева
(рисунок 5.1). Поэтому большинство сплавов на основе титана, в которых
обнаружены ЭПФ и СУ, содержат довольно большое суммарное количество β-
стабилизаторов (V, Mo, Fe, Cr), что уменьшает критическую скорость нагрева.
Это позволяет обеспечить протекание МП при отрицательных или не очень
высоких, по сравнению с комнатной, температурах.
Необходимый фазовый состав и химический состав фаз обычно
достигается подбором температуры нагрева под закалку или химического
состава сплава. Оптимальный с точки зрения проявления ЭПФ химический
состав сплавов должен содержать от 5 до 10 %Al, а количество изоморфных (V,
Mо)
и
эвтектоидообразующих
(Сr, Fe)
-стабилизаторов должно
соответствовать коэффициенту
-стабилизации, равному единицы.
Из-за низкой термической стабильности фаз и широкого температурного
интервала МП накопление деформации обычно проводят в условиях
изотермического нагружения.
Наиболее эффективным механизмом накопления деформации является
ориентированный рост мартенсита в β-фазе при температурах, близких к М
Н
,
хотя возможен и механизм переориентации атермического мартенсита.
Вследствие неупорядоченной структуры β-фазы накопление деформации
происходит
в
условиях
все
возрастающего
напряжения
(σ
Н
Н
σ
К
Н
= 200
400 МПа, где σ
Н
Н
и σ
К
Н
начальные и конечные значения
напряжений при наведении деформаций), что не позволяет достичь значений
115
максимал
без замет
или мар
полность
раздвойн
величина
очередь
обратимо
Рис
реализаци
системы T
растяжени
обратимой
Дл
сплавы н
температ
проводят
подбором
температ
условий
доля в ε
В
накоплен
Ка
СВФ на
Такие же
льно воз
тного дис
ртенсита
ью искл
никование
а ε
В
при р
на 1-2%
ой дефор
сунок 5.1.
ии ЭПФ де
Ti-5A1-V
ие, Т
д
=20°
й деформац
ля сплавов
на основ
туры нагр
т при к
м химич
туры. Но
полность
В
в отдел
нной дефо
ак свидете
блюдаетс
е результ
можной
слокацион
. Кроме
лючает
е и пер
реализаци
% меньш
мации (ри
а)
Изменение
формации
(а) и темп
°С, ε
L
- у
ции) [8, стр
в с широк
ве титана
ружения д
комнатной
еского с
о даже п
ью реали
ьных слу
ормации
ельствую
ся, когда
таты были
кристалл
нного ско
е того,
такой м
едвойник
ии ЭПФ о
ше макс
ис. 5.1).
е величины
при нагре
ператур на
усредненны
р. 220]
ким интер
а, существ
для накоп
й темпер
остава β
при обес
изовать С
учаях мож
устраняет
ют данные
ЭПФ ре
и получе
лографиче
ольжения
неупоряд
механизм
кование.
обычно н
симальны
ы накоплен
еве с разли
ачала (А
Н
В
ые значен
рвалом М
венно ог
пления де
ратуре,
-фазы, н
спечении
СУ в тита
жет быть
тся при н
е, привед
еализуетс
ны на зак
ески обра
я в отдель
доченная
м накоп
Этим об
на 1 % ниж
х значен
нной (ε
Н
) и
чной скоро
В
) и конца
ния максим
МП (100-1
граничены
еформаци
добиваяс
апример,
оптимал
ановых сп
достаточ
нагреве за
денные на
ся за счет
каленном
атимой д
ьных микр
структу
пления д
бусловлен
же, чем ε
ний крис
б)
и восстано
остью (υ
Н
)
а (А
К
В
) ВФ
мальной к
150°С), ка
ы возмож
ии. Чаще
сь необх
закалкой
льных тер
плавах не
но велик
счет реал
а рисунке
т мартен
м из β-обл
деформац
рообъема
ура пра
деформац
н тот ф
ε
Н
, котора
сталлогра
овленной (ε
закаленны
Ф (б) (деф
кристаллог
аковыми я
жности из
всего наг
ходимых
й с опти
ермодинам
е удается
ка. Основн
лизации Э
е 5.1, наи
сита нап
ласти зар
ии (ε
К
ОБ
)
ах β-фазы
актически
ции как
факт, что
ая в свою
афически
ε
В
) за счет
ых сплавов
формация -
графически
являются
зменения
гружение
условий
имальной
мических
я, хотя ее
ная часть
ЭПФ.
ибольшая
пряжения.
рубежном
)
ы
и
к
о
ю
и
т
в
-
и
я
я
е
й
й
х
е
ь
я
.
м