Механические свойства материалов с эффектом памяти формы

Федеральное агентство по образованию
Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования
Ухтинский государственный технический университет
(УГТУ)
Механические свойства материалов с эффектом памяти формы
при сложном температурно-силовом воздействии и
ортогональном нагружении
Монография
Ухта 2010
ББК 22.251
УДК 539.4.014
М 55
Авторский коллектив:
Андронов И. Н., Богданов Н. П., Вербаховская Р. А., Северова Н. А.
ISBN 978-5-88179-597-9
Механические свойства материалов с эффектом памяти формы при сложном термературно-силовом воздействии и ортогональном нагружении [Текст] :
монография / под ред. И. Н. Андронова. – Ухта : УГТУ, 2010. – 191 с.
Монография представляет одно из важнейших научных направлений в
области изучения фундаментальных свойств сплавов с новыми функциональномеханическими свойствами.
В ней отражены результаты экспериментальных исследований влияния
истории предварительного термомеханического воздействия, вида напряженного состояния и характера задания предварительной деформации на функционально-механическое поведение материалов при термоциклировании через
интервалы мартенситных переходов, а также механического поведения при ортогональном нагружении и механоциклировании в изотермичеких условиях.
Разработана система методов термосилового воздействия на материалы с
целью эффективного управления их деформационными и энергетическими характеристиками в условиях реализации циклической памяти формы при сложном напряженном состоянии.
Монография предназначена для аспирантов и докторантов по специальности 01.02.04 «Механика деформируемого твёрдого тела».
Монография рекомендована к изданию научно-техническим советом
Ухтинского государственного технического университета.
Рецензент: Гаврюшин С. С. – профессор кафедры прикладной механики ГОУ ВПО Московский государственный технический университет
им. Н. Э. Баумана, д.т.н.
© Ухтинский государственный технический университет, 2010
© Андронов И. Н., Богданов Н. П., Вербаховская Р. А., Северова Н. А., 2010
ISBN 978-5-88179-597-9
Оглавление
Введение ................................................................................................................... 7
Глава 1. Особенности функционально–механического поведения
материалов с мартенситным механизмом неупругости................................ 9
1.1 Общие сведения о материалах с обратимыми мартенситными
переходами ............................................................................................................... 9
1.2 Пластичность превращения в материалах с ОМП............................. 16
1.3 Явление памяти формы ........................................................................ 21
1.4 Обратимая (многократно обратимая) память формы
металлов в свободном состоянии ........................................................................ 23
1.5 Обратимая память формы, реализуемая в нагруженном
состоянии (циклическая память формы) ............................................................ 28
1.6 Мартенситная неупругость материалов, инициированная
сложными температурно-силовыми условиями нагружения ........................... 31
1.7 Способы производства механической работы с помощью
мартенситных двигателей..................................................................................... 34
1.8 Влияние термоциклирования и термомеханической обработки
на эффект обратимой памяти формы и другие свойства МН материалов ...... 42
Глава 2. Постановка научной проблемы и методика
экспериментальных исследований .................................................................. 47
2.1 Основные направления исследований ................................................ 47
2.2 Методика экспериментальных исследований .................................... 49
Глава 3. Влияние истории термомеханчнического нагружения на
обратимое формоизменение никелида титана .............................................. 56
3.1 Поведение сплава ТН-1 в условиях кручения при
термоциклировании под постоянной нагрузкой ................................................ 57
3.1.1 Обратимое формоизменение в сплаве ТН–1при
термоциклировании через интервалы мартенситных переходов под
постоянными напряжениями при нагревании и охлаждении .......................... 57
3.1.2 Влияние предварительной термомеханической
обработки на характеристики обратимого формоизменения при
термоциклировании через интервалы мартенситных переходов
под постоянными нагрузками.............................................................................. 63
3.1.3 Обратимая память формы и термоциклический возврат
деформации в сплаве ТН-1 в свободном состоянии после термомеханической
обработки при постоянных напряжениях нагрева и охлаждения .................. 68
3
3.2 Поведение сплава ТН-1 в условиях кручения при
термоциклировании под нагрузкой при охлаждении и в свободном
состоянии при нагревании.................................................................................... 71
3.2.1 Обратимое формоизменение в сплаве ТН-1 при
термоциклировании под постоянным напряжением при охлаждении и
в не нагруженном состоянии при нагревании.................................................... 72
3.2.2 Влияние термомеханической «тренировки» на эффекты
мартенситной неупругости при охлаждении под нагрузкой и в не
нагруженном состоянии при нагревании ........................................................... 74
3.2.3 Обратимое формоизменение в сплаве ТН–1 в свободном
состоянии после термоциклироваания под постоянным касательным
напряжением при охлаждении ............................................................................ 78
3.3 Обратимое формоизменение в сплаве ТН–1при
термоциклировании под постоянным моментом сил на этапе нагревания
и в разгруженном состоянии на этапе охлаждения ........................................... 80
3.3.1 Влияние предварительной термомеханической
тренировки на характеристики обратимого формоизменения под
постоянным касательным напряжением при нагревании ............................... 82
3.3.2 Обратимое формоизменение в сплаве ТН–1 в
разгруженном состоянии после термоциклирования под постоянным
касательным напряжением при нагревании ...................................................... 87
Глава 4. Работоспособность сплавов с каналами мартенситной
неупругости в условиях производства механической работы ................... 91
4.1 Влияние осевого деформирования на работоспособность
никелида титана в условиях кручения ................................................................ 91
4.2 Влияние кручения на работоспособность никелида титана при
растяжении ............................................................................................................. 94
4.3 Влияние вида напряженного состояния на поведение никелида
титана в условиях производства механической работы.................................... 97
4.4 Влияние температурно-силового режима термомеханического
воздействия на энергоемкость никелида титана.............................................. 102
4.4.1 Энергоемкость никелида титана после
термоциклирования под напряжениями, кратными рабочим ....................... 105
4.4.2 Энергоемкость никелида титана после обработки под
постоянными напряжениями нагрева и охлаждения ..................................... 109
4
Глава 5. Циклическая память формы при сложном нагружении .......... 115
5.1 Циклическая память формы и термоциклическая ползучесть
сплава Mn–37,5%ат.%Cu в условиях сложного нагружения.......................... 115
5.2 Влияние термомеханической «тренировки» на характеристики
циклической памяти формы и термоциклической ползучести ...................... 124
5.3 Мартенситная неупругость никелида титана, инициированная
изотермическими догрузками в мартенситном и разгрузками в
аустенитном состояниях ..................................................................................... 129
5.4 Эффекты мартенситной неупругости при механоциклировании .. 137
5.4.1 Мартенситная неупругость в сплавах Cu-12,5%Al-4,5%Mn
и Mn-16%Cu инициированная растяжением и сжатием ................................... 137
5.4.2 Мартенситная неупругость никелида титана при
механоциклировании............................................................................................ 141
5.5 Особенности осевого деформирования при кручении
материалов с каналами мартенситной неупругости ........................................ 148
Глава 6. Теоретическое описание поведения материалов с каналами
мартенситной неупругости при термоциклировании под нагрузкой .... 154
6.1 Описание эволюции обратимого формоизменения для
необработанного материала с эффектами памяти формы при
термоциклировании под нагрузкой ................................................................... 155
6.2 Описание эволюции обратимого формоизменения для
материала с эффектами памяти формы, прошедшего предварительную
термомеханическую обработку, при термоциклировании под нагрузкой.... 161
Заключение ......................................................................................................... 166
Список основных обозначений и сокращений ............................................ 169
Библиографический список ............................................................................ 171
5
Введение
В настоящее время хорошо известен широкий класс материалов, обладающий обратимыми мартенситными переходами (ОМП). К ним относятся сплавы на
основе Ti–Ni, Mn–Cu, Cu–Zn, Cu–Al, Fe–Mn и другие. С полной уверенностью
можно сказать, что указанные материалы занимают особое место в физике твердого тела, физическом материаловедении и механике деформируемого твердого
тела (МДТТ), так как им характерен целый ряд уникальных нетрадиционных физико-механических свойств, выделяющих их из класса обычных конструкционных металлов и сплавов. К этим свойствам относится способность материала
восстанавливать большие неупругие деформации до 10-15% при изменении температуры или изотермической разгрузке. В литературе отмеченные явления более
известны как эффекты памяти формы (ЭПФ) и псевдоупругости (ПУ) [1].
Названным материалам характерен и ряд других эффектов, таких как: обратимая память формы (ОПФ) – обратимое изменение деформации при теплосменах; эффект реверсивной памяти формы (ЭРПФ) – реверсивное, т. е.
знакопеременное изменение деформации при нагревании; пластичность прямого превращения (ППП) – накопление деформации в сторону внешней нагрузки
при охлаждении в интервале прямого мартенситного перехода; циклическая
память формы (ЦПФ) – обратимое формоизменение при термоциклировании в
нагруженном cостоянии и другие явления.
Перечисленные свойства можно обобщить одним термином – мартенситная неупругость (МН). В целом явления мартенситной неупругости достаточно хорошо изучены, однако большинство экспериментальных данных
получены для простых видов нагружения – кручение, растяжение [1]. Вышеупомянутые уникальные свойства материалов с ОМП дают возможность использовать их в различных областях техники: в космонавтике,
машиностроении, медицине и т. д. [2-5]. В частности, они могут быть использованы в элементах исполнительных силовых механизмов сложного функционального назначения, мартенситных двигателях, тепловых реле, в строительных
конструкциях и в ряде других инженерно-технических направлений.
Разнообразное функциональное назначение таких элементов обуславливает возникновение в них сложного напряженного состояния, что позволяет говорить об актуальности проблемы исследования механического поведения
материалов при сложных температурно-силовых воздействиях в условиях проявления МН, так как информации о таких исследованиях в научной литературе
имеется недостаточно [1, 6], а именно:
6
• нет данных о влиянии вида напряженного состояния на поведение материалов в условиях проявления мартенситной неупругости при реализации
ЦПФ;
• отсутствуют систематические экспериментальные исследования о влиянии термомеханической обработки на энергетические характеристики
материалов;
• недостаточно изучены свойства мартенситной неупругости, инициированные изотермическим деформированием материала;
• недостаточно изучены физико-механические свойства материалов с памятью формы в условиях проявления ЦПФ.
Без ответа на поставленные вопросы невозможно эффективно использовать материалы с ОМП в устройствах и механизмах сложного функционального назначения. Обычные приемы МДТТ, справедливые при решении задач
теории упругости, пластичности, ползучести для сложного напряженного состояния [7-32] и при деформировании по многозвенным траекториям нагружения [7, 8, 23, 33-42], часто оказываются малоэффективными при решении
аналогичных задач для материалов с МН. Это связано с тем, что в названных
материалах наряду с обычными упругими и дислокационными каналами деформаций всегда присутствуют и деформационные каналы, обусловленные
мартенситными фазовыми переходами первого или второго рода. Неупругие
деформации, инициированные мартенситными реакциями, могут на порядок
превосходить упругие и дислокационные.
Существующие физические теории мартенситных переходов хоть и проясняют кинетику образования, роста мартенситной и аустенитной фаз, однако
не дают возможности описания этих явлений на языке напряжений и деформаций [43, 44]. Надежного физико-механического аппарата для описания свойств
материалов с МН в терминах инженерной механики до недавнего времени не
было. И лишь в последние 10-12 лет с появлением структурно-аналитической
теории прочности Лихачева В. А. – Малинина В. Г. [45-51] возникла возможность адекватно описывать поведение материалов в условиях проявления МН.
На базе указанной теории разработан прикладной феноменологический подход
для решения некоторых задач сопротивления материалов [52]. Есть и удачные
попытки решение задач для сред с МН с позиций классической МДТТ [53].
Все выше изложенное, позволяет выделить проблему исследования “Механического поведения материалов при сложных температурно-силовых воздействиях в условиях проявления МН”, в самостоятельную проблему МДТТ, от
успешного решения которой зависит не только дальнейшее развитие методов
7
механического описания свойств материалов с МН, но и эффективное использование указанных материалов в устройствах и механизмах сложного функционального назначения.
Данная работа явилась результатом решения проблемы создания экспериментальных основ механики сред с мартенситной неупругостью. Для этого
необходимо было выполнить всестороннее систематическое экспериментальное
исследование явлений MH, определить влияние вида напряженного состояния и
сложных последовательностей задания предварительной деформации на особенности механического поведения материалов в условиях проявления МН.
В связи с этим была создана экспериментальная методика, позволяющая проводить всесторонние экспериментальные исследования явлений MH
как в изотермических, так и неизотермических условиях [54] в следующих
направлениях:
1) исследование ОФИ при различных режимах термосилового воздействия
при термоциклировании под нагрузкой и в свободном состоянии;
2) исследование энергетических характеристик сплавов с памятью формы в
условиях производства механической работы;
3) исследование свойств МН в условиях проявления ЦПФ при сложном напряженном состоянии;
4) разработка феноменологической модели, позволяющей аналитически
описывать эволюцию обратимого формоизменения материалов с каналами МН при термоциклировании под нагрузкой, в том числе и после предварительного термомеханического воздействия.
В работе обобщены данные экспериментальных исследований, проведенных сотрудниками Ухтинского государственного технического университета на
базе лаборатории кафедры «Сопротивление материалов и деталей машин».
Авторы выражают глубокую благодарность и признательность коллективу и администрации Ухтинского государственного технического университета, где были получены основные результаты работы.
8
Глава 1. Особенности функционально-механического поведения
материалов с мартенситным механизмом неупругости
В данной главе выполнен краткий ретроспективный анализ основных литературных данных, посвященных описанию поведения материалов в условиях
проявления МН. Показано, что при циклическом изменении температуры основные физико-механические свойства материалов заметно меняются, демонстрируя аномалии свойств вблизи характеристических температур
мартенситных переходов (ХТМП). Рассмотрено поведение материалов в условиях реализации: ППП, ЭПФ, ОПФ, ЦПФ, ДОП. Рассмотрена мартенситная неупругость материалов, инициированная сложными температурно-силовыми
условиями нагружения. Описаны способы производства механической работы в
моделях мартенситных двигателей. Приведены экспериментальные примеры
инициации основных свойств МН путем бароциклирования. Рассмотрены некоторые способы влияния на механические свойства материалов путем термомеханической обработки (ТМО). Приведены примеры инициации мартенситных
переходов ударными нагружениями. В этой главе использованы данные работ
[1, 6, 45-50, 55-134] .
1.1 Общие сведения о материалах с обратимыми мартенситными
переходами
В ранних работах Г. В. Курдюмова и Хандроса Л. Г. было установлено,
что в сплаве Cu–Sn [97, 98] при нагревании и охлаждении могут наблюдаться
бездиффузионные фазовые переходы. Для них характерны следующие особенности: большая скорость процесса, количество образовавшейся фазы определяется только температурой и не зависит от скорости изменения последней,
высокая скорость образования зародышей, прекращение образования зародышей при остановке процесса. Исследования на металлографическом микроскопе сплава Cu–Sn [98] показали, что определенной температуре
соответствует вполне конкретный структурный рельеф. Закономерным было
следующее: кристаллы новой фазы, появляющейся при охлаждении последними, исчезали при нагревании первыми. Чередование охлаждения и нагревания приводило к тому, что морфологический рельеф демонстрировал
полностью обратимое изменение.
9
В настоящее время такие фазовые переходы известны в литературе как
обратимые мартенситные переходы (ОМП). Металлам и сплавам, обладающим
ОМП, характерен целый ряд уникальных свойств.
Во-первых, они способны демонстрировать изменение фазового состава
при циклических теплосменах. На рис. 1.1 схематически представлена зависимость концентрации мартенситной фазы от температуры.
Рис. 1.1 – Схема температурной зависимости содержания мартенситной фазы при
прямом и обратном мартенситных превращениях (стрелками обозначено направление
изменения температуры МН и МК – начало и конец прямого мартенситного перехода,
АН и АК – начало и конец обратного мартенситного перехода)
При охлаждении сплава в интервале температур от АК до МН процентное
содержание мартенситной фазы равно нулю, сплав находится в так называемом
аустенитном состоянии. После достижения температуры МН – начала прямого
мартенситного перехода, начинается выделение мартенситной фазы, которое
заканчивается при температуре МК – конца прямого мартенситного превращения. При последующем нагревании металл находится в мартенситном состоянии вплоть до температуры АН – начала обратного мартенситного перехода, а
при достижении температуры АК – конца обратного мартенситного перехода,
процесс заканчивается, т. е. весь материал переходит в аустенитное состояние.
Для реальных ОМП М – Т диаграмма рис. 1.1 не имеет ярко выраженных изломов в точках, соответствующих МН, МК, АН, АК. Истинному ходу диаграммы
отвечают в данном случае пунктирные линии на рис. 1.1.
Описанное выше свойство обратимого изменения фазового состава приводит к тому, что при нагревании материал способен демонстрировать восста10
новление прежней формы, т. е. ЭПФ, а при охлаждении накопление деформации в обратном направлении – ППП. Указанные явления будут рассматриваться
ниже. Важной особенностью материалов с ОМП является то, что они, как правило, демонстрируют нелинейные зависимости большинства физикомеханических характеристик от температуры, причем им характерен ярко выраженный температурный гистерезис.
На рис. 1.2 даны зависимости удельного сопротивления от температуры
[121]. Как видно из хода кривых, зависимости представляют довольно сложные
гистерезисные петли, вид которых, вообще говоря, зависит от состава материала. В целом сложный характер температурных зависимостей сопротивления
предопределяется, видимо, рядом причин, которые ниже обсуждаться не будут.
Отметим только, что методика измерения электрического сопротивления широко используется при изучении мартенситных переходов, в частности, при определении характеристических температур мартенситных переходов [121, 122].
Рис. 1.2 – Температурные зависимости удельного электросопротивления для сплавов
50Ti-49Ni-1ат.%Fe (1), 50Ti-47Ni-3ат.% Fe (2), 50 Ti-47Ni-3ат.% Fe (3).
Отжиг 1073 К [121]
Естественно ожидать, что в материалах с ОМП и другие физикомеханические характеристики сложным образом зависят от температуры. Анализ
дилатограмм из работы [106] позволяет заключить, что и коэффициент линейного
температурного расширения сложным образом зависит от температуры (рис. 1.3).
11
Рис. 1.3 – Дилатограмма (зависимость относительного удлинения от
температуры) в сплаве Fe–19ат.%Mn [106]
В пользу этого так же свидетельствуют и данные другой работы [92]. Как
видно из рисунка 1.4, зависимость α – Т даже качественно неоднозначна, ее вид
существенно зависит от компонент, входящих в сплав.
Рис. 1.4 – Температурная зависимость коэффициента линейного температурного
расширения сплавов Fe–26ат.% Pt (1); 48,9 Ti–3,4Ni–15,7ат.%Pd (2);
49Ti–43,5Ni–7,5ат.%Pd (3); 49Ti–47,5Ni–3,5ат.%Pd (4) [92]
12
Наряду с указанными свойствами металлы с ОМП демонстрируют очень
сильную и сложную зависимость упругих постоянных от температуры
[133, 135] (рис. 1.5).
Рис. 1.5 – Температурные зависимости модуля Юнга для сплава
Fe–25,7ат.% Pt [133]
При нагревании на 100 К модуль Юнга может изменяться в 1,5-2 раза.
В обычных материалах изменение температуры на 100 К приводит к изменению модуля Юнга на 3-5%. В качестве примера на рис. 1.6 представлена
зависимость модуля сдвига от температуры для марганцемедных сплавов [55].
Рис. 1.6 – Зависимости модуля сдвига от температуры при обратном и прямом
превращении для сплава Cu–72,2%Mn [55]
13
В реальных инженерных расчетах чаще всего используются механические
характеристики, найденные из σ – ε диаграмм: предел текучести – σ Т, предел
прочности – σ В, максимальная осевая деформация – δmax . Большой интерес представляет σ – ε диаграммы для материалов с ОМП. Для них обнаруживается целый
ряд уникальных свойств, не характерных обычным металлам. Это способность
демонстрировать, так называемый, сверхупругий или псевдоупругий возврат деформаций до 10% и более при разгрузке в изотермических условиях [130].
Способность к псевдоупругому возврату деформации у большинства материалов зависит от температуры деформирования. Как правило, величина
псевдоупругого возврата растет с температурой деформирования и максимальна при температуре выше АК.
Сказанное подтверждают экспериментальные данные представленные, на
рис. 1.7 [129].
Рис. 1.7 – Кривые нагружения монокристаллов Cu–Zn–Sn [108]
14
Такое поведение легко объяснить, исходя из следующих представлений:
при деформировании материала при Т > АК в сплаве возникает мартенситная
структура, созданная напряжением – мартенсит напряжения. Характерно то,
что деформация, которую приобретает образец, обусловлена перемещением
или переориентацией мартенситных пластин. После снятия нагрузки термодинамически нестабильный при данной температуре мартенсит исчезает, что приводит к полному восстановлению деформации.
При деформировании в областях АН < Т < АК, МН < Т < АН только часть
приобретенной деформации обусловлена возникновением мартенсита. Другая
часть деформации воссоздается за счет обычных каналов пластической деформации, например, дислокационных, и она, как хорошо известно, полностью необратима. После разгрузки восстанавливается только часть деформации,
которая обусловлена восстановлением мартенсита, поэтому восстановление
деформации будет неполным.
В силу сказанного – степень восстановления уменьшается. На рис. 1.8
кривая 2 показывает зависимость степени псевдоупругого восстановления деформации для сплава Cu–Zn–Sn.
Минимальная степень восстановления деформации, как это следует из
рис. 1.8, имеет место при деформировании сплава в мартенситном cостоянии. В
этом случае возникновение нового мартенсита деформационным путем невозможно, так как весь сплав находится в мартенситном состоянии и деформирование материала происходит за счет необратимых каналов.
Рис. 1.8 – Влияние температуры деформирования на восстановление деформации
монокристаллических образцов:
1 – эффект памяти формы; 2 – псевдоупругость; 3 – суммарный возврат [132]
15
Однако механизмы псевдоупругости могут существенно отличаться от
механизмов деформирования материалов, приведенных ниже. Достаточно сказать, что описанная выше нагрузки термодинамически модель не позволяет
дать объяснение, например, мартенситной псевдоупругости, которую демонстрирует сплав Ti–Ni (рис. 1.9), причем упругая деформация в этом случае может
достигать 10%.
В целом можно сказать следующее: в различных материалах мартенситного класса возможны различные варианты псевдоупругости.
Рис. 1.9 – Мартенситная псевдоупругость поликристаллического никелида титана
при t = 20°C [90]
1.2 Пластичность превращения в материалах с ОМП
Пластичностью превращения называют способность материала к накоплению односторонней деформации в сторону внешней нагрузки при изменении
температуры через интервалы фазовых переходов. Это явление обнаружено у
металлов, например, в сталях и неорганических кристаллах – в кварце, оксидах
и карбидах.
Обзор ранних работ, посвященных исследованию данного эффекта, содержится в [86, 87]. Эффект пластичности превращения (ЭПП) изучали в железе и его сплавах во время ∝ ⇔ γ переходов. Позже появились публикации,
освещающие проблемы пластичности превращения в материалах с обратимыми
мартенситными реакциями [1, 57, 64, 89, 91, 93, 95].
Прямое мартенситное превращение (ПМП) у материалов этого класса
обычно сопровождается деформированием в сторону внешней силы. Вышесказанное для медномарганцевых композиций иллюстрируется на рис. 1.10.
16
Рис. 1.10 – Температурные зависимости при нагревании и охлаждении
при постоянной нагрузке [64]
17
Более сложным является поведение материалов при нагревании под нагрузкой. На том же рисунке приведены три ситуации, характерные для обратного мартенситного превращения.
1) Деформация накапливается в сторону силы (рис. 1.10 в, д, е, ж, и).
2) Имеет место накопление деформации в сторону силы на начальной
стадии нагревания, которое переходит в «отрицательную ползучесть» при продолжении отогрева выше АН – температуры обратного мартенситного перехода
(рис. 1.10 з).
3) Наблюдается только «отрицательная ползучесть», т. е. реализация
ЭПФ под нагрузкой (рис. 1.10 a, б).
Описанные эффекты свойственны и многим другим материалам, таким
как Ti–Ni [136] и Сu–Al–Ni [116]. Характерной особенностью в поведении материалов данного класса при охлаждении через интервал ПМП является практически линейная взаимосвязь деформации, накопленной при охлаждении с
приложенным напряжением. Согласно [1], при умеренных напряжениях это
справедливо для Ti–Ni, Mn–Cu, Ti–Ni–Cu и Fe–Mn, что позволяет рассматривать
пропорциональность деформаций и напряжений как один из основных признаков пластичности превращения.
С практической точки зрения представляет интерес поведение материалов
при термоциклировании через интервалы мартенситных переходов под постоянной нагрузкой. Типичная, для указанного случая, кинетика поведения сплава
Cu–88,4%Mn, приведена на рис. 1.11.
Рис. 1.11 – Зависимости сдвиговой деформации от температуры в сплаве
Cu–88,4ат.%Mn при термоциклировании через интервалы мартенситных переходов
при τ = 65 МПа [55]
18
Как следует из рисунка, охлаждению всегда отвечает ярко выраженная пластичность превращения – кривые с четными номерами. В первом такте нагревания
можно наблюдать ПОП (кривая 1), которая уже во втором полуцикле нагревания
переходит к частичной реализации ЭПФ (кривая 3) и, наконец, начиная с третьего
термоцикла, при нагревании всегда наблюдали ЭПФ (кривая 5). Деформация, связанная с ППП для подобных режимов, как и следовало ожидать, была почти пропорциональна величине действующих напряжений, когда последние не
превышали некоторого предельного уровня для данного материала (рис. 1.12.).
Рис. 1.12 – Зависимости пластичности прямого превращения в установившихся
циклах при термоциклировании под постоянной нагрузкой от величины напряжений
для марганцемедных сплавов с содержанием марганца 88,4 (1); 72,2 (2); 62,5 (3) и
52,3%Mn (4) [55]
Однако наибольший интерес представляет тот случай, когда напряжения
на этапе нагревания больше чем на этапе охлаждения, так как в этом случае
возможно производство механической работы [58, 71]. Кинетика протекания
мартенситных переходов в последнем случае будет заметно отличаться от таковой при термоциклировании через интервалы мартенситных переходов под постоянной нагрузкой. Сказанное подтверждается рисунком 1.13 [55].
19
Рис. 1.13 – Зависимости деформаций от температуры при термоциклировании под
касательными напряжениями при охлаждении и нагревании равными соответственно
12 и 112 МПа, для сплава Cu–62,5%Mn [55]
Как следует из рис. 1.13, скачки 2 – 3 и 2* – 3*, а также 4 – 5 и 4* – 5*, отвечают соответственно изотермической разгрузке в аустенитном и догрузке в мартенситном состояниях. Охлаждению всегда отвечает ППП – кривые 3 – 4 и 3* – 4*, а
при нагревании, начиная с некоторого цикла, имеет место возврат деформации –
кривая 1* – 2*. Однако в этом случае деформация ППП пропорциональна напряжению, действующему на этапе охлаждения лишь тогда, когда напряжения, действующие на этапе нагревания, невелики, кривые 1 – 2 на рис. 1.14.
Рис. 1.14 – Зависимости установившихся значений пластичности прямого
превращения сплава Cu–62,5%Mn при термоциклировании через интервалы
мартенситных переходов от напряжения – τ1, действующего на этапе охлаждения
при постоянных значениях напряжений – τ2, действующих при нагревании.
Для τ2 = 0 (1); 12 (2); 41 (3); 65 (4); 84 (5); 112 (6) и 127 МПа (7) [55]
20
1.3 Явление памяти формы
Под эффектом памяти формы понимается явление восстановления предварительно заданной неупругой деформации. Восстановление деформации может осуществляться как изотермически (такое явление в материалах с МН, как
мы уже отмечали, называется псевдоупругостью), так и при нагревании через
интервал ОМП – т. е. в процессе реализации ЭПФ. Ниже в данном параграфе
будет рассматриваться, главным образом, возможность восстановления деформации при изменении температуры. Эффект памяти может иметь место как в
разгруженном состоянии – свободная память, так и в нагруженном состоянии –
ЭПФ под нагрузкой. Существует несколько способов формирования ЭПФ.
1) ЭПФ формируется путем сообщения материалу значительной остаточной деформации изотермическим путем при различных температурах. ЭПФ,
сформированный таким образом, очень сильно зависит от температуры деформирования. И выражен, наиболее сильно, после деформирования в мартенситном состоянии.
2) Исходное деформирование материала происходит в процессе ППП как
при охлаждении через полный, так и неполный интервалы прямого мартенситного перехода.
3) Исходное деформированное состояние задается путем термоциклирования материала в интервалах мартенситных переходов под нагрузкой, причем
термоциклирование можно производить как в полных, так и неполных интервалах. В современной научной литературе существует достаточно обширный материал по всем приведенным выше видам формирования ЭПФ, который
достаточно подробно изложен в [1, 104, 105, 127, 128].
На рис. 1.8, в качестве примера проиллюстрирована взаимосвязь деформаций, связанных с реализацией ЭПФ в свободном состоянии и псевдоупругостью для тройного сплава Cu–Zn–Sn [132]. Псевдоупругость мартенситной
структуры для этого сплава невелика, поэтому возврат деформации при нагружении незначителен – кривая 2 на рис. 1.8. Однако он может быть инициирован
нагревом. Зависимость степени восстановления деформации от температуры
изображена кривой 1 на рис. 1.8. При повышении температуры деформирования Т > АН доминирует псевдоупругий возврат (кривая 2 на рис. 1.8), в силу чего формовосстановление при нагревании в значительной степени подавлено
(кривая 1 на рис. 1.8). Отмеченные обстоятельства позволяют рассматривать
память формы как нереализованную псевдоупругость.
21
Особенности реализации ЭПФ в свободном состоянии обусловлены положением температуры деформирования относительно ХТМП МН, МК, АН и АК
(рис. 1.1). После деформирования в мартенситном состоянии восстановление деформации при нагревании может происходить в несколько стадий. Ниже АН – условно первая стадия возврата, в процессе ОМП (АН < Т < АК) – условно вторая
стадия возврата и выше АК – условно третья стадия [1]. Однако обычно память
формы наиболее сильно выражена в интервале ОМП, например: в Ti–Ni [131, 134,
137], Cu–Mn [59, 64, 79], Cu–Zn–Sn [132] и ряде других сплавов [109, 116].
Cхематически процесс реализации ЭПФ в свободном состоянии имеет
вид, представленный кривой 1 на рис. 1.15 а, б. При последующем охлаждении
материал может вести себя по-разному, например, как это показано кривой 2 на
рис. 1.15. а. В этом случае говорят, что имеет место эффект однократной памяти формы.
Возможен и другой вариант: при последующем охлаждении в интервале
МН – МК наблюдается накопление деформации (кривая 2 на рис. 1.15 б). В этом
случае мы имеем дело с так называемой многократно обратимой или сокращено обратимой памятью формы, величина которой задается деформацией – ε об,
причем ε об всегда меньше ε П. Последующее нагревание в интервале АН – АК
приводит вновь к частичному возврату деформации (кривая 3 на рис. 1.15 б).
Pис. 1.15 – ЭПФ в свободном состоянии:
Зависимость деформации сплава с ЭПФ от температуры во время реализации эффекта
памяти формы после пластического деформирования в низкотемпературной фазе (а) и
после эффекта пластичности превращения (б)
22
Более подробно поведение материалов в условиях проявления ОПФ будет
рассмотрено в следующем параграфе настоящей главы.
1.4 Обратимая (многократно обратимая) память формы металлов
в свободном состоянии
Эффект обратимой памяти формы может иметь место как в свободном,
так и нагруженном состояниях [1]. Рассмотрим ОПФ первого типа. Её можно
инициировать различными способами:
а) путем задания предварительной деформации в изотермических условиях;
б) посредством охлаждения через интервал ПМП или термоциклирования
в интервалах МП переходов под нагрузкой с последующей разгрузкой в изотермических условиях.
Сведения об ОПФ после изотермического деформирования имеются в работе [64]. На рис. 1.16 приведены зависимости деформации от температуры в
полуциклах нагревания и охлаждения для сплава Mn–Cu при различном содержании марганца. Кинетика изменения деформации при охлаждении через интервал ПМП, представленная кривыми 2, свидетельствует о том, что в данных
сплавах сформирована ОПФ.
Рис.1.16 – Температурные зависимости деформаций в эффектах однократной – (1) и
обратимой памяти – (2) после закручивания при 77 К на 3,4%
23
Более подробно этот эффект изучали в работе [60]. На рис. 1.17 показана
кинетика реализации ОПФ, сформированной в процессе предварительного термоциклирования (N = 21 термоцикл) через интервалы мартенситных переходов
в нагруженном состоянии (τ = 127 МПа).
Рис. 1.17 – Температурные зависимости деформации при термоциклировании сплава
с Cu–88%Mn в разгруженном состоянии в первом (1,2); втором (3,4) и девятнадцатом
термоциклах (5,6). Материал предварительно «тренирован» 21 термоцикл
при τ = 127,5 МПа [55]
Предварительным термоциклированием была накоплена сдвиговая деформация – γ, равная 68,2%. В состоянии, отвечающем точке А на рис. 1.17, нагрузка
была снята, образец продолжали нагревать и охлаждать без напряжения. Во время первого нагрева наблюдали значительный эффект памяти формы (кривая 1), а
при охлаждении – деформацию обратного знака (кривая 2). В дальнейшем в каждом полуцикле нагрева деформация частично возвращалась (кривая 3), а при
охлаждении увеличивалась (кривая 4). После некоторого числа теплосмен процесс стабилизировался (кривые 5 и 6), но и в этом случае при термоциклировании кривые устремлялись вниз, демонстрируя тем самым явление
«термоциклического возврата» деформации (сравните положение кривых 3 – 4 и
5 – 6). По мнению авторов [60], в данном случае необратимое формоизменение
не следует рассматривать как исключительное свойство, обнаруживающееся
только у материалов с эффектом памяти формы, так как оно присуще всем материалам, испытывающим фазовые превращения [85], а также и многим другим
[80, 81]. Как показано в [85], причина его заключается в одностороннем накоплении микропластических деформаций, обусловленных многократно возникающими межфазными напряжениями.
24
В целом ОПФ ненагруженного металла оказывается тем выше, чем под
большим напряжением металл был подвергнут термоциклированию. На
рис. 1.18 приведены зависимости деформаций, связанных с ОПФ, от величины
напряжения предварительного термоциклирования для марганцемедных сплавов разного состава. Обращает на себя внимание очень большой эффект ОПФ у
сплава с 88ат.%Mn, достигающий 1% после обработки под напряжением
100 МПа и более. Такая величина ОПФ сравнима с обратимой памятью формы
у никелида титана.
Pис. 1.18 – Зависимости обратимой памяти формы в разгруженном состоянии сплавов
с 52,3 (1), 62,5 (2), 72,2 (3) и 88,4%Mn (4) от напряжения, действующего
при предварительном термоциклировании [55]
Варьируя режимы обработки сплавов, его состав и напряжение, удается
сравнительно простыми приемами сообщить марганцемедным композициям
ОПФ более 1,4%. ОПФ такого уровня вполне достаточна для использования
сплавов MnCu в многочисленных инженерно-технических задачах.
В работе [76] изучали ОПФ в сплавах Ti–Ni и Ti–Ni–Cu. Выполнены две серии опытов: в первой серии образцы изотермически закручивали с постоянной
скоростью деформирования, равной 5⋅10-3с-1, при разных температурах. При температуре деформирования ниже МК (рис. 1.19, а, д). В области температур Мн – Мd
(рис. 1.19, б, в). При температуре деформирования выше Мd (рис. 1.19, г, е). Как
видно из хода кривых деформирование при температуре ниже Мd приводит к тому, что в первом полуцикле нагревания через интервал ОМП наблюдается обычный ЭПФ (кривые 1 на рис. 1.19, а, д, б и кривая 2 на рис. 1.19, в). Последующие
теплосмены в интервалах МП приводят к возникновению ОПФ (кривые 2 – 4 на
25
рис. 1.19, а, б, и 3 – 4 на рис. 1.19, в). В соответствии с терминологией, предложенной в [1], описанная выше ОПФ называется мартенситной.
Рис. 1.19 – Зависимости деформации – γ от температуры – Т для Ti–Ni–Cu (а – г) и
Ti–Ni (д, е) после задания предварительной деформации – γ пр ниже МК (а, д), в
области МН – М d (б, в) и выше М d (г, е) [76]
Если же материал деформировать при Т > М d, то при охлаждении будет
наблюдаться заметное восстановление деформации при охлаждении, а при нагревании ее накопление (рис. 1.19 г, е), такую ОПФ в соответствии с [1] можно
назвать аустенитной.
В [76] показано, что величина ОПФ существенно зависит от температуры
деформирования (рис. 1.20).
26
Рис. 1.20 – Зависимость эффекта обратимой памяти формы γ при термоциклировании
Ti–Ni в интервале 77 – 470 К от температуры деформирования [76]
Во второй серии опытов [76] обратимую память изучали при термоциклировании в разгруженном состоянии после термоцикла нагревание – охлаждение под нагрузкой или только после охлаждения в нагруженном состоянии. На
рис. 1.21 приведены температурные зависимости деформаций для Ti–Ni после
полуцикла охлаждения от 470 до 290 К при τ = 200 МПа, либо после нагревания –
охлаждения в интервале температур 290 – 470 К под напряжением 50 МПа.
Рис. 1.21 – Явление обратимой памяти формы при термоциклировании Ti–Ni в
разгруженном состоянии после нагрева и охлаждении в интервале 290 – 470 К
под напряжением 50 МПа (1,2) или только после охлаждения
под напряжением 200 МПа (3,4) [76]
27
После указанной процедуры возникает отчетливо выраженная ОПФ. Наиболее интенсивно она проявляется, как и в рассмотренных ранее случаях, во
время мартенситных превращений. При охлаждении происходит накопление деформации в сторону предварительной (кривые 1 и 3), а при нагреве – ее возврат
(кривые 2 и 4). Аналогичное поведение было обнаружено и для сплава Ti–Ni–Cu.
1.5 Обратимая память формы, реализуемая в нагруженном состоянии
(циклическая память формы)
Обратимую память формы можно инициировать путем термоциклирования материала через интервалы мартенситных переходов в нагруженном состоянии. ОПФ, инициированную пластичностью прямого превращения в
марганцемедных сплавах, изучали в [60]. В качестве объектов исследования
были выбраны литые марганцемедные сплавы с содержанием марганца от 52 до
88ат.%Mn. В них, как известно [138], протекают обратимые ГЦК ⇔ ГЦТ –
превращения, которые сопровождаются всеми известными явлениями мартенситной неупругости [55, 57, 59, 64, 93, 139].
Все опыты выполнены в условиях кручения на сплошных цилиндрических образцах с длиной и диаметром рабочей части соответственно 30 и 4 мм.
Кинетика формирования обратимой памяти формы в результате термоциклирования под нагрузкой через интервалы температур ГЦК ⇔ ГЦТ–
превращений показана на рис. 1.11. Видно, что первый нагрев из ГЦТ в ГЦК
фазу (кривая 1) вызывает пластичность обратного ГЦТ → ГЦК – перехода. Последующее охлаждение под тем же напряжением τ также сопровождается значительной пластичностью ГЦК → ГЦТ – перехода (кривая 2).
Если образец нагреть повторно (кривая 3), будет наблюдаться деформация обратного (по сравнению с первым нагревом) знака, т. е. пластичность
ГЦТ → ГЦК – превращения сменится эффектом памяти формы. В некоторых
случаях эффект памяти формы начинает формироваться не во втором, а лишь
через несколько циклов. Пластичность же прямого превращения при этом всегда имеет место с самого начала (кривые 2, 4 и т. д.). После достаточно большого числа теплосмен процесс стабилизируется, и металл демонстрирует
отчетливо выраженный ОПФ, такой, как показано на рис. 1.11 (кривые 5 и 6).
В целом во всех случаях термоциклирование через интервалы мартенситных переходов в нагруженном состоянии приводило к заметному возрастанию
величины обратимой деформации с числом теплосмен. В качестве примера на
28
рис. 1.22 приведено влияние числа термоциклов на возникающую при нагреве
деформацию ОПФ для сплава Cu–62,5%Mn.
Рис. 1.22 – Зависимости деформации, обусловленной ОПФ от числа теплосмен
при термоциклировании под постоянными напряжениями:
65 (1), 84 (2) и 127 МПа (3) [55]
Как видно из хода кривой – 3, термоциклирование может приводить к смене
знака деформации, реализуемой при нагревании, т.е. к переходу от ПОП к ОПФ.
Из рис. 1.23 видно, как величина ОПФ, достигаемая после большого числа
циклов, зависит от приложенного напряжения. Для большинства марганцемедных
сплавов на этой зависимости обнаруживается максимум вблизи 80 – 100 МПа.
Рис. 1.23 – Зависимости установившегося значения обратимой памяти при нагревании
в режиме термоциклирования под постоянной нагрузкой от действующего
напряжения. Для содержания марганца: 52,3 (1); 62,5 (2); 72,3 (3) и 88,4%Mn (4) [55]
29
ОПФ в сплавах Ti–Ni и Ti–Ni–Cu изучали в работе [76] следующим образом. Сплав Ti–Ni термоциклировали от 290 до 510 К под напряжением
τ = 300 МПа, а сплав Тi–Ni–Cu от 77 до 510 К при τ = 100 МПа. Результаты экспериментов представлены на рис. 1.24.
Рис. 1.24 – Эффект многократнообратимой памяти в Ti–Ni при термоциклировании
под напряжением 300 МПа [76]
Здесь также характерно то, что, начиная со второго цикла, на этапе нагревания наблюдается восстановление деформации, а на этапе охлаждения, как и
следовало ожидать, наблюдается пластичность прямого превращения. Обращает на себя внимание незамкнутость термомеханического гистерезиса, что находится в соответствии с ранее известными данными работы [89] для Ti–Ni–Cu.
Установлено, что незамкнутость термомеханического гистерезиса тем больше,
чем выше величина действующих напряжений, и уменьшается она по мере
циклирования. Величина деформации ОПФ (оцениваемая в данном случае по
возвращаемой при нагреве деформации) постепенно возрастала с числом циклов N и достигала насыщения при N ∼ 6 – 10.
Кроме того, в научной литературе имеется достаточно обширный материал, посвященный экспериментальным исследованиям ЦПФ при термоциклировании в неполных температурных интервалах.
В целом, поведение материалов в этих условиях аналогично описанному
выше, о чем свидетельствует ряд работ [104, 105, 127-129].
30
1.6 Мартенситная неупругость материалов, инициированная
сложными температурно-силовыми условиями нагружения
В [6] изучали поведение сплавов Тi–Ni эквиатомного состава и
Ti–46ат.%Ni–3,5ат.%Cu при последующем нагревании через интервал обратного мартенситного перехода после одностороннего ортогонального деформирования кручением и растяжением в мартенситном состоянии. Использовали
сплошные цилиндрические образцы с длиной и диаметром рабочей части соответственно 26 и 4 мм. Температуры МП составляли МН = 320 К, МК = 275 К,
АН = 320 К и АК = 375 К для бинарного сплава; для тройного МН = 325 К,
МК = 310 К, АН = 360 К и АК = 390 К. ХТМП были выбраны так, что первый
сплав при комнатной температуре находился в двухфазном состоянии, а второй –
в мартенситном. Образцы из исследуемых материалов подвергали кручению,
затем растяжению или сначала растяжению, а потом кручению. Кроме того,
варьировали величины остаточных деформаций сдвига – γ и осевой – ε.
Основные результаты экспериментов представлены на рис. 1.25 – 1.26. Из
хода кривых (рис. 1.25) следует, что восстановление деформации, как при кручении, так и при растяжении до некоторого момента идет синхронно. Затем
кручение прекращается, а продольная деформация продолжает убывать.
Рис. 1.25 – Температурные зависимости возврата деформаций – ε (1) и γ (2,3) в сплаве
TiNiCu после предварительного сложного деформирования:
(1,2) – растяжение на 3,75% и последующее кручение на 3,45% при комнатной
температуре; (3) – растяжение на 1,9% при 295 К и последующее кручение на 3%
при 77 К [6]
31
Качественно аналогичное поведение имело место для всех, задаваемых в
опытах деформаций ε и γ, независимо от последовательности предварительного
деформирования. На рис. 1.26. в пространстве ε – γ представлены траектории
восстановления деформации после сложного нагружения при Т = 297 К (кривая 1). Кривая ABC отвечает кривым 1, 2 на рис. 1.25. Из рис. 1.26 видно, что
траектория возврата деформации не зависит существенно от пути деформирования. Восстановление деформации происходит путем одновременного раскручивания и сжатия (участок AB на кривой 1).
Наряду с пропорциональным участком восстановления деформации – AB
часто наблюдали горизонтальный участок – BC, который, по мнению авторов
[6], связан с неравномерностью прогрева образца по сечению.
Иная картина наблюдалась, когда температуры деформирования при разных видах предварительного нагружения существенно различались. Траектория
восстановления деформации в пространстве ε – γ в этом случае имела разный характер. В частности: после растяжения при комнатной температуре и последующего кручения при 77 К (кривая 4 на рис. 1.26) раскручивание происходило в две
стадии: частично еще в мартенситном состоянии, а частично в процессе обратного превращения (кривая 3 на рис. 1.25). Восстановление формы в указанном режиме происходило по траектории, представленной кривой 4 на рис. 1.26. Она
отличается от кривой 1 наличием начального участка А1 – А1*, отвечающего деформированию в низкотемпературной фазе. Далее идет восстановление деформаций по траектории А1*В1С1, качественно сходной с траекторией АВС.
Рис. 1.26 – Последовательность накопления и возврата деформации – γ и ε в сплаве
Ti–Ni–Cu; (1,4) – путь возврата деформации (1 – растяжение и кручение при комнатной
температуре, 4 – растяжение при 295 К, затем кручение при 77 К);
(2,3,5) – путь предварительного нагружения [6]
32
В другой серии опытов исследовали формирования эффекта реверсивной
памяти формы при различных режимах нагружения [1].
В работах [1, 74, 75, 123] показано, что для формирования в материале
реверсивного формоизменения необходимо, чтобы величины деформаций, сообщаемых металлу в различных направлениях, должны быть приблизительно
равны друг другу. В них же отмечено, что характер восстановления деформации в процессе обратного мартенситного перехода определяется термосиловым
режимом задания предварительной деформации.
На рис. 1.27,а представлен эффект реверсивной памяти формы (ЭРПФ)
(кривые 3 – 4). Этот эффект сформирован следующим образом: Материал охлаждали в интервале МН – МК под нагрузкой (кривая 1), далее при t = 40 оС его
нагружали в противоположную сторону и охлаждали под той же нагрузкой
(кривая 2) до мартенситного состояния и после чего разгружали при температуре близкой к 0оС. Сравнение кривых 1 и 2 с кривыми 3 и 4 показывает, что в
начале возвращается деформация, отвечающая стадии ее накопления вдоль
кривой 2. Затем наступает изменение знака деформации (кривая 4). На этом
этапе происходит частичное восстановление деформации, накопленной при охлаждении вдоль кривой 1.
Второй пример приведен на рис. 1.27, б. Здесь была осуществлена та же
схема нагружения, с той лишь разницей, что охлаждение произвели до
t = –196 0 С. Как видно из рисунка, такое изменение режима деформирования
привело к тому, что последовательность восстановления деформации изменилась на противоположную.
Рис. 1.27 – Эффект реверсивной памяти формы (3, 4) у никелида титана в зависимости
от предварительной обработки в соответствии с кривыми (1,2) [1]
33
Третий пример представлен кривыми на рис. 1.27, в. В этом случае материал сначала охладили до температуры кипения жидкого азота, чему соответствует ППП (кривая 1). Затем накопленная деформация была почти полностью
подавлена активной деформацией обратного знака (кривая 2). Кривые 3 и 4 иллюстрируют характер восстановления деформации при нагревании. Здесь так
же наблюдается отчетливый реверс формовосстановления.
ЭРПФ можно инициировать и другими способами, например: двухэтапным активным деформированием в мартенситном состоянии сначала при одной
температуре, а затем деформированием обратного знака при более низкой температуре. Установлено также, что реверсивное формовосстановление можно
инициировать и знакопеременным закручиванием в мартенситном состоянии.
По мнению авторов [1] для того, чтобы инициировать ЭРПФ, необходимо
задавать при прямом и обратном нагружении приблизительно равные по величине деформации ε 1 и ε 2. Если одна из них существенно превышает другую, то
возникает лишь обычный односторонний ЭПФ. Аналогичные результаты и выводы получены и в работах [73-75].
Авторы [1] считают, что ЭРПФ связан с чрезвычайно сложными наследственными свойствами металлов [73, 78].
1.7 Способы производства механической работы с помощью
мартенситных двигателей
В ряде работ [60, 76] показано, что при термоциклировании материалов с
ОМП через интервалы мартенситных переходов формируется эффект многократнообратимой памяти формы. Если осуществлять нагрев при больших механических напряжениях, чем охлаждение, естественно ожидать, что в процессе
такого механического термоцикла можно получить положительную механическую работу, т.е. подобное термомеханическое устройство может выступать в
роли мартенситного преобразователя тепловой энергии в механическую работу.
Принципиально возможно два различных типа преобразователей тепловой энергии в механическую работу (мартенситных двигателей).
1) Мартенситные двигатели, функционирующие при условии жесткого задания диапазона изменения механических напряжений. Понятно, что в этом случае диапазон изменения деформаций, в силу, например, явления ТП, будет
изменяться от цикла к циклу. Условно такой режим назовем «мягким режимом».
34
2) Мартенситные двигатели, действующие при условии жесткого задания диапазона изменения деформаций. Такой режим будем называть «жестким режимом».
Экспериментальные модели преобразователей тепловой энергии в механическую работу в условиях «мягкого режима» изучались в работах [58, 71]. В
работе [58] изучали поведение медно-марганцевых сплавов с содержанием марганца соответственно 52,3%, 62,5%, 72,2% и 88,4%Mn. Все опыты выполнены в
режиме кручения на сплошных цилиндрических образцах по методике, изложенной в [57]. Опыты осуществляли следующим образом: к напряжению τ0, остававшемуся постоянным на всех этапах термоциклирования в полных
интервалах мартенситных переходов, в полуцикле нагрева добавляли различные по величине напряжения τ.
Возникающая на этапе охлаждения под напряжением τ0, а также при последующей догрузке в мартенситном состоянии деформация инициировала при
обратном превращении ЭПФ, вызывающий деформацию γП. Затем материал
разгружали в аустенитном состоянии и вновь продолжали термоциклирование.
В результате за весь термоцикл совершалась полезная механическая работа, которую оценивали в следующем приближении:
А = τγ П − τ (γ М − γ А ) / 2 ,
(1.1)
где γ М , γ А – сдвиговая деформация при изотермических догрузках в мартенситном состоянии и разгрузках в аустенитном состояниях.
В большинстве случаев второе слагаемое в этом выражении было незначительным, поэтому полезную механическую работу оценивали так:
A = τγ п .
(1.2)
Опыты показали, что работа, совершаемая за один тепловой цикл, по мере термоциклирования постепенно увеличивалась. Она достигала максимального и далее независящего от числа циклов значения, начиная с некоторого NКР
числа перемен температуры. Для сплавов разного состава и условий эксперимента величина NКР была различной. В целом она возрастала с увеличением
содержания марганца и напряжений τ. Максимально зафиксированное значение
NКР составляло 30-35 циклов. На этом термоциклическом промежутке работа А
могла возрасти в несколько раз, а в некоторых случаях даже изменить знак, если в первом цикле она была отрицательной. На рис. 1.28 приведены характерные кривые зависимостей работы А от числа циклов N.
35
Рис. 1.28 – Зависимость удельной работоспособности от числа термоциклов для
сплавов Cu–62,5%Mn при τ 0 = 12 МПа и τ =115 МПа (1); Сu–72,2%Mn при
τ 0 = 12 МПа и τ = 115 МПа (2); Cu-88,4%Mn при τ0= 41МПа и τ =71 МПа (3);
Cu–52,2%Mn при τ 0 = 0 и τ = 151 МПа (4) [58]
В дальнейшем, в данном параграфе, в качестве характеристики
работоспособности сплавов использовали только максимальное значение
работы, достигаемое после большого числа теплосмен.
На рис. 1.29, а, б изображены зависимости полезной работы, совершаемой
разными сплавами, от напряжения τ при различных напряжениях τ0. Отличительной особенностью кривых на рис. 1.29 является почти пропорциональная
зависимость между А и τ. Из этого следует, что работоспособность материала
тем выше, чем больше τ.
Рис. 1.29 – Зависимости удельной работоспособности от τ для Cu–62,5%Mn (a) и
Cu–88,4%Mn (б) при значениях τ 0: 12(♦), 41(„),065(σ) и 84 МПа(•)[58]
36
Следовательно, максимальная работоспособность материала ограничена
значением τкр = τ + τ0, где τкр – реальный предел прочности при термоциклировании через интервалы мартенситных переходов в данных режимах.
Естественно предположить, что максимальная работоспособность материала тем выше, чем больше τ или, что равносильно, чем меньше τ0. На рис. 1.30
изображена зависимость максимальной работоспособности материла от τ0, при
выполнении условия τ + τ0 = τкр (τкр = 130 МПа).
Отметим, что при малых значениях τ0 основным фактором, инициирующим
ЭПФ, является уже не пластичность прямого превращения, получаемая при действии напряжения τ0, а активная деформация мартенситной фазы, возникающая
при наложении напряжения τ. Подобные исследования были проделаны на сплаве
Ti–Ni [72] и были получены аналогичные результаты, с той лишь разницей, что
максимальная работоспособность никелида титана оказалась примерно в 10 раз
выше. В [94] изучали работоспособность сплава Cu–Al–Mn в «мягком режиме нагружения» при кручении и растяжении, и было доказано, что в первом и во втором случаях достигается максимальная работоспособность, равная 10-11 МДж/м3.
Рис. 1.30 – Зависимости максимально возможной работы в установившемся режиме
от напряжения τ0 для Cu–62%Mn (1) и Cu–88,4%Mn (2) при условии выполнения
соотношения τ0 + τ = 151 МПа (1) и τ0 + τ =127 МПа (2) [58]
Выше говорилось о производстве механической работы при термоциклировании материала через полные интервалы мартенситных переходов под разными напряжениями на этапах нагревания и охлаждения. Причем, отмечалось,
что для производства положительной механической работы необходимо, чтобы
напряжение на этапе нагревания было больше, чем на этапе охлаждения. Однако,
37
для производства механической работы нет необходимости термоциклировать
материал в полных температурных интервалах. Ниже приводятся экспериментальные данные по определению работоспособности сплава Cu–62,5%Mn при
циклировании в неполных интервалах [56].
Опыты выполняли в условиях кручения. Образцы нагружали напряжением τН при некоторой минимальной температуре термоцикла Тmin, нагревали до
максимальной температуры этого цикла Tmax (Tmax – Tmin = ∆T), а затем охлаждали до Tmin под напряжением. Указанную процедуру термоциклирования со
средней температурой цикла T0 = (Tmax+Tmin)/2 выполняли многократно до установления деформационного режима, не зависящего от числа теплосмен. Характеристические температуры мартенситных переходов составляли AH = 380 К,
AK = 400 К, MH = 365 К, MK = 310 К. Как показал опыт, при нагревании через
интервал обратного мартенситного перехода всегда происходил возврат деформации γП, т. е. наблюдался ЭПФ, а при охлаждении через интервал прямого
мартенситного превращения всегда инициировался эффект пластичности превращения, т. е. ЭПП, если τ0 ≠ 0, или ДОП, если τ0 = 0. Работоспособность сплава в режиме производства полезной механической работы оценивали по
формуле:
А = τ (γ п + τ
G м − GA
),
2G мGА
(1.3)
где τ = τН – τ0, GM, GA – эффективные модули сдвига соответственно мартенсита и аустенита.
Как и следовало ожидать, работоспособность зависела и от T0, и от ∆Т.
На рис. 1.31 приведен пример, иллюстрирующий влияние T0 на работу А для
сплава Cu–62,5%Mn в условиях производства механической работы (охлаждение под напряжением 50 МПа, а нагрев при 150 МПа).
Как видно из хода кривых, работоспособность принимает максимальное
значение при T0 ≈ 400 К. С увеличением интервала термоциклирования ∆Т работоспособность медномарганцевых сплавов растет, о чем свидетельствует
сравнение кривых 1-5 на рис. 1.31. В работе [56] установлено, что аналогичные
в целом закономерности демонстрирует и сплав Ti–Ni–3,2ат.%Cu. Однако отличие в поведении сплавов Cu–Mn и Ti–Ni–Cu заключалось в том, что в первом
случае при стремлении интервала термоциклирования ∆Т к нулю работоспособность стремилась к нулю, а во втором, уже при ∆Т = 30 K, работоспособность уже принимала нулевое значение.
38
Рис. 1.31 – Зависимость полезной работы сплава Cu–62,5%Mn от T0 – средней
температуры цикла при охлаждении под напряжением 50 МПа и нагреве под
напряжением 150 МПа для ∆Т =10 (1); 20 (2); 40 (3); 80 (4) и 120 МПа (5) [56]
Более подробно влияние величины ∆T на работоспособность сплава, такого как, Ti–46,8ат.%Ni–3,2ат.%Cu изучали в работе [72], выполненной в условиях кручения. На рис. 1.32 представлена величина работы, совершаемой в
полуцикле нагрева, как функция интервала нагревания (А = τ γп, где τ – напряжение, γп – деформация, восстанавливаемая при нагревании).
Рис. 1.32 – Зависимости удельной работы, реализуемой в полуцикле нагревания, от
величины интервала термоциклирования под напряжением 200 МПа при средней
температуре цикла 350 (1), 320 (2) и 380 К (3) [72]
Из рисунка видно, что работа может совершаться металлом только при
перепаде температуры ∆Т > 30 К. Это связано с тем, что в никелиде титана и в
сплавах на его основе ширина гистерезиса мартенситного перехода составляет
39
30-50 К, а при ∆Т меньше этой величины, либо прямой, либо обратный переход
отсутствуют (не дают деформационного эффекта).
В указанной работе также проводилась оценка предельно возможного
значения коэффициента полезного действия как КПД цикла Карно η = ∆T/ Tmax,
осуществляемого в том же температурном интервале, что и рабочий цикл.
Термический КПД реального термодинамического цикла оценивали как:
ηТ = АН / (с ⋅ ∆Т + q) ,
(1.4)
где с – средняя удельная теплоемкость в интервале температур ∆Т, q – cкрытая
теплота мартенситного превращения. При этом полагали с = 500 Дж/(кг·K),
q = 25 Дж/кг. Зависимости ηC и η T от величины интервала температуры ∆T
представлены на рис. 1.33, а.
Далее определяли степень совершенства произвольного рабочего цикла
согласно формуле ηi = ηT/ ηC. Зависимости ηi от ∆T представлены на рис 1.33, б,
из которого видно, что на этих зависимостях имеется максимум при ∆Т = 80 K.
По мнению авторов [59], увеличение интервала температур свыше 80 К либо не
изменяет ηi, либо приводит к его снижению. Подобные закономерности были
подтверждены и для сплава Cu–Al–Mn [94].
Рис. 1.33 – Зависимости КПД цикла Карно (1-3), термического (4-6) и относительного
КПД (1-7) интервала термоциклирования при средних темпрературах цикла – T0,
равных 290 (8), 320 (1,5,9), 350 (2,4,7) и 380 К (3,6,10) [72]
Исследование работоспособности сплава ТН-1 в «жестком режиме» нагружения проводили в работе [82]. Испытания осуществляли следующим образом: сдвиговую деформацию задавали согласно кинетике, представленной на
рис. 1.34, б, при этом касательные напряжения менялись по схеме рис. 1.34, а.
40
В τ – γ координатах указанный режим – представлен на рис. 1.34, в.
Рис. 1.34 – Проекции экспериментальной диаграммы на γ – T, τ – T, γ – τ плоскости [82]
Данные работы [140] свидетельствуют о том, что в таком термоцикле возможно получить положительную механическую работу, равную 17 МДж/м3. Более
подробно аналогичные исследования работоспособности никелида титана выполнены в [83]. В ней, в частности, показано, что при использовании «жесткого режима» для производства механической работы максимальная работоспособность
достигается при использовании симметричных циклов (в τ – γ координатах).
В последние годы продолжено названное направление авторами [84,
99, 100]. Где, например в [84, 100], экспериментально показано, что не все
композиции Ti–Ni–Cu пригодны для использования их в качестве рабочих
тел мартенситных двигателей. Самым неэффективным, в смысле работоспособности, оказался сплав с повышенным содержанием меди Ti–Ni–19%Cu, а
наиболее работоспособными отмечены сплавы Ti–50%Ni, Ti–Ni–3%Cu.
В работе [99] приведен литературный обзор основных научных работ, посвященных исследованию работоспособности мартенситных двигателей. По мнению авторов, указанной работы, проблема мартенситного энергопреобразования
тепла далека от своего окончательного завершения. Не изучены циклы Карно или
близкие к ним. Практически отсутствуют данные о преобразовании тепла в механическую работу в изделиях, имеющих значительные градиенты температур по
объему рабочего тела. Авторы [99] так же считают, что не всякий сплав, обладающий выраженным эффектом, может служить рабочим телом тепловой машины.
41
1.8 Влияние термомеханической обработки на свойства
мартенситной неупругости сплавов
Влияние термоциклирования и термомеханической обработки на эффект
ОПФ в Ti–Ni изучали в [88, 124-126]. В [88] выполнено исследование эффекта
ОПФ в условиях одноосного растяжения сплава Ti–Ni c характеристическими
температурами мартенситных переходов (ХТМП) соответственно МН = 28,
МК = 5, АН = 32, АК = 50 и TR = 45 °C. Сплав подвергался следующей термообработке: отжиг при температуре 900 °C в течении трех часов с охлаждением в
воде. Испытания на растяжение выполняли на универсальной разрывной машине ДУ-19, снабженной нагревателем.
Опыты осуществляли на образцах с длиной и диаметром рабочей части 25
и 5 мм соответственно. Образцы пластически деформировали в изотермических
условиях до ε = 3-20 % в интервале температур Tдеф = 26-150 о С. Основные результаты экспериментов представлены на рис. 1.35, рис. 1.36.
На рис. 1.35 приведены зависимости обратимой деформации – εобр от формирующей деформации – εпл.
Из рис. 1.35 видно, что эффект обратимой памяти формы монотонно возрастает с ростом формирующей деформации, не выходя на насыщения по причине разрушения образцов [88].
Рис. 1.35 – Зависимость обратимой деформации от формирующей при температуре
деформирования 26°С (1); 70°C (2) [88]
Существенно отметить, что величина обратимой деформации уменьшалась в процессе последующего термоциклирования под нагрузкой, выходя по
истечении некоторого числа циклов на насыщение (рис. 1.36). Характерно то,
42
что обратимая деформация могла изменять знак в процессе термоциклирования
(кривая 2 на рис. 1.36). Для выяснения причины изменения величины и знака
ОПФ в [88] выполнили термоциклирование недеформированного образца (кривая 3 на рис.1.36). После 70 термоциклов была получена εобр = 0,6%.
Аналогичные результаты по исследованию поведения никелида титана при
термоциклировании в условиях растяжения были получены и в [124].
Рис. 1.36 – Изменение обратимой деформации при термоциклировании:
1 – Tдеф= 26°C; εпл = 6,5%; 2 – Tдеф = 26°C, εпл = 3%; 3 – εпл = 0 [88]
Наиболее подробно влияние термомеханической обработки на эффект
ОПФ изучали в работах [125, 126]. В них исследовали влияние термомеханической обработки на «отрицательный» эффект ОПФ в трех взаимноперпендикулярных направлениях (параллельно и перпендикулярно направлениям прокатки, в плоскости прокатки и перпендикулярно плоскости прокатки).
Было установлено, что для практического использования целесообразно использовать эффект ОПФ, возникающий непосредственно в результате высокотемпературной термомеханической обработки (ВТМО), не пытаясь его
увеличить при помощи дополнительной деформации [126].
Влияние ВТМО на структуру и свойства сплавов на основе никелида титана
изучали в работах [117-120]. Кроме того, в [120] приведены данные экспериментальных исследований о влиянии низкотемпературной механической обработки
(НТМО) на указанные свойства. Иccледовали сплавы Ti–47%Ni–3% Fe с температурным интервалом мартенситных превращений (ТИМП) ниже 0°С, Ti–50,0%Ni,
имеющий после контрольной закалки от 900°С в воде следующие ХТМП:
МН = 68°С, МК = 55°С, АН = 86°С, АК = 98°С; Ti–50,7%Ni c ТИМП после закалки
43
ниже Ткомн; Ti–46% Ni–3,6%Cu c ТИМП 50-90°С. ВТМО осуществляли деформацией прокаткой в интервале температур 500-100°С со степенями деформации 50 и
30% и средней скоростью деформации 5 с-1, охлаждение в воде. НТМО в сплаве
Ti-50,0%Ni проводили деформацией прокаткой 17-26% при температурах: 90°С (в
интервале МД – МН) и 25°С (ниже МК). Эффект памяти формы после ВТМО и
НТМО задавали растяжением на испытательной машине.
Выяснилось, что ВТМО оказывает существенное влияние на свойства никелида титана и его сплавы. Например, ВТМО сплава титан – никель – железо,
с прямым В2 → R→ B19′ превращением, повышает предел текучести аустенита
при неизменной пластичности: горячий наклеп, выполненный в аустените, повышает предел текучести в 1,5-2,5 раза. ВТМО существенно повышает реактивное напряжение по сравнению с контрольной закалкой рис. 1.37.
Исследование усталостной долговечности при многократной реализации ЭПФ в условиях термоциклирования под напряжением проводили в
сплавах Ti–Ni и Ti–Ni–Cu [120]. Показано, что деформационное упрочнение
повышает усталостную долговечность сплавов при многократной реализации
ЭПФ в 5-10 раз.
ВТМО также приводит к возникновению дилатометрической аномалии –
анизотропии дилатометрических эффектов в ТИМП сплава титан-никель,
которые подробно рассматривались в [120].
Рис. 1.37 – Зависимость реактивного напряжения от температуры деформирования в
цикле ВТМО, (к. з. – контрольная закалка, Р – выдержка после деформирования при
1000°С 1мин) [120]
44
Согласно [120], влияние ТМО на физико-механичекие свойства материалов с ОМП могут быть сведены к следующему [120]:
1) Термомеханичекая обработка (ВТМО и НТМО) позволяет регулировать ТИМП и существенно повысить деформационные свойства сплавов титанникель с памятью формы (однократной и обратимой).
2) ТМО повышает усталостную долговечность сплавов на основе никелида титана в условиях многократной реализации ЭПФ.
3) Инициированный при термической и термомеханической обработках
обратимый ЭПФ накладывается на прямой и обратный эффекты памяти формы,
обусловленные деформированием после ВТМО.
4) ВТМО приводит к возникновению дилатометрических аномалий (анизотропии дилатометрических эффектов) в температурном интервале МП. Термоциклирование через интервал МП приводит к усилению этих эффектов и их
стабилизации после первых несколько циклов.
5) НТМО сплава Ti–50%Ni c деформацией в интервале МД – МН и ниже
точки МК приводит к резкому расширению температурного интервала обратного МП.
6) При нагреве после НТМО, включающей деформацию в интервале МД – МН,
наблюдаются два последовательных анизотропных дилатометрических эффекта обратного МП с разными типами анизотропии: первый полностью обратимый в интервале 50-120°С, второй, необратимый, существует до температуры 400°С и выше
НТМО с деформацией ниже точки МК и в интервале МД – МН.
7) Одной из причин расширения обратного мартенситного превращения в
результате НТМО является возникновение термически стабильной группировки кристаллов мартенсита, принадлежащих одной текстурной компоненте деформационного мартенсита.
8) Эффект памяти формы, наведенный активной деформацией после
НТМО реализуется при нагреве в том же, существенно расширенном, интервале температур. Максимальная восстанавливаемая деформация при этом превышает 8%, а степень восстановления формы – 70%.
Выводы по главе I
На основе краткого ретроспективного анализа литературных данных о поведении материалов в условиях проявления МН показано, что основные свойства
МН такие, как ЭПФ, ОПФ, ППП, ЦПФ, достаточно подробно изучены для широкого класса сплавов на основе Ti–Ni, Cu–Al–Mn, Cu–Mn, Cu–Zn. Однако, подав45
ляющее большинство экспериментальных результатов, посвященных указанной
проблеме, получено для простых видов нагружения – растяжение или кручение.
В литературе представлено явно недостаточное количество данных о поведении
материалов в условиях проявления мартенситной неупругости, инициированной
сложными температурно-силовыми условиями нагружения. В связи с этим возникает самостоятельная проблема проведения систематических экспериментальных исследований и аналитического описания:
• свойств обратимого формоизменения сплавов при термоциклировании
под нагрузкой и в свободном состоянии;
• явлений и свойств МН в условиях проявления ЦПФ при сложном напряженном состоянии, влияние вида напряженного состояния и предварительной термоциклической предыстории на характеристики ЦПФ и
работоспособность материалов;
• деформационных эффектов в сплавах с мартенситной неупругостью при
изотермическом деформировании материалов при механоциклировании.
В теоретическом плане целесообразно разработать методы аналитического описания поведения материалов в условиях проявления мартенситной неупругости при различных термосиловых режимах нагружения.
46
Глава 2. Постановка научной проблемы и методика
экспериментальных исследований
Во второй главе обозначены основные направления экспериментальных и
теоретических исследований, а именно изучение:
• эффектов обратимого формоизменения при термоциклировании под нагрузкой и в свободном состоянии;
• свойств МН в условиях проявления ЦПФ при сложном напряженном состоянии;
• деформационных эффектов в сплавах с мартенситной неупругостью при
изотермическом деформировании материалов.
• создание математической модели для описания явлений обратимого формоизменения материалов с эффектом памяти формы при термоциклировании под нагрузкой, в том числе и после предварительной
термоциклической обработки.
Кроме того, тщательно описана методика выполнения экспериментальных исследований.
2.1 Основные направления исследований
Одной из важнейших проблем механики деформируемого твердого тела
является задача связи тензоров напряжений – σik и деформаций – εik в лабораторном базисе [26, 141-143,]. Известно, что предел текучести, кривые деформирования и ползучести определяются последовательностью изменения
компонент тензора напряжений, т. е. траекторией нагружения материала. Дальнейшее деформационное поведение зависит от того, каким путем и к какому
виду напряженного состояния металл был приведен в результате нагружения
[24, 144, 145].
Проблема взаимосвязи напряжений и деформаций особенно важна в материалах с памятью формы. Здесь ситуация усложняется тем, что непростые
силовые режимы дополняются, как правило, сложными температурными воздействиями. Подавляющее число исследований поведения материалов в условиях проявления мартенситной неупругости выполнено при простых видах
напряженного состояния – кручение, растяжение [45].
Однако немногочисленные публикации свидетельствуют о том, что на
характер реализации явлений мартенситной неупругости оказывают влияние:
47
характер предварительного деформирования материалов [73, 74, 123, 146, 147],
траектория нагружения [6], предварительная термоциклическая тренировка
[148], вид напряженного состояния [149]. Перспективы использования современных технологий с применением свойств мартенситной неупругости требуют
знания свойств материалов, работающих в сложных функциональных условиях.
Например, при сложном напряженном состоянии или же когда предварительная
деформация задается сложным температурно-силовым путем.
Сказанное ставит проблему исследования механического поведения материалов при сложных температурно-силовых воздействиях в условиях проявления мартенситной неупругости в самостоятельное научное направление
МДТТ, которое требует постановки серии самостоятельных задач, ориентированных на выполнение систематического всестороннего экспериментального и
теоретического исследования в следующих экспериментальных направлениях:
1) Исследование эффектов обратимого формоизменения материалов при
термоциклировании под нагрузкой и в свободном состоянии. Влияния
предварительной термомеханической обработки на эффекты ОФИ.
2) Исследование эффектов мартенситной неупругости в условиях проявления ЦПФ при сложном нагружении. Здесь предполагается изучение таких
явлений, как эффект памяти формы, пластичности прямого превращения
и термоциклической ползучести в условиях реализации циклической памяти формы при сложном напряженном состоянии.
3) Изучение поведения материала в условиях производства механической
работы. Исследование влияния вида напряженного состояния и предварительной термоциклической предыстории на характеристики ЦПФ, работоспособность материалов и скорость термоциклической ползучести.
4) Исследование деформационных эффектов в сплавах с мартенситной неупругостью при изотермическом деформировании материалов, при ортогональном нагружении и при механоциклировании. Изучение эффектов
осевого деформирования при изотермическом кручении материалов с каналами мартенситной неупругости.
5) В теоретическом плане необходимо было создать феноменологическую
модель, позволяющую аналитически описывать эволюцию обратимого
формоизменения материалов с эффектом памяти формы при термоциклировании под нагрузкой, в том числе и после предварительной термоциклической обработки.
48
2.2 Методика экспериментальных исследований
С целью осуществления экспериментальной части настоящей работы была спроектирована и изготовлена специальная установка [54]. Она позволяла
как одновременно так и по отдельности, сообщать образцу постоянные во времени растягивающие или сжимающие усилия до 5000 Н и крутящий момент до
5 Hм. Кроме того, в некоторых опытах к установке подключали редуктор, позволяющий закручивать образцы со скоростями сдвиговых деформаций
γ = 4·10-5-2,5·10-2 с-1. Схема установки представлена на рис. 2.1.
Образец 1 правым концом закреплен с помощью двух винтов в захвате 2,
жестко соединенной с правой опорой 3. Левый конец образца таким же образом
закреплен в конце вала 4, имеющего возможность свободно вращаться и перемешаться в осевом направлении в подшипниках опор 5. Крутящий момент передается через шкив 6, жестко закрепленный на валу шпоночным соединением,
на котором намотана прочная нить 7 с подвешенным на конце грузом 8. При
этом предусмотрена возможность изменения направления закручивания. В случае необходимости шкив 6 соединяли при помощи ременной передачи с редуктором, что обеспечивало вращение шкива 6 с постоянной угловой скоростью.
Осевую нагрузку создавали следующим образом. К нижнему концу троса
9, сходящему со шкива 10, подвешивали груз 11. При этом в тросе 12, намотанном на ось 13, возникало растягивающее усилие. Оно передавалось к образцу
через нагрузочную раму 14, шарик 15 и нагрузочную раму 16, соединенную
резьбой с валом. При сжатии 12 крепили с нижним концом рычага 17, насаженного на ось 18, установленную в двух опорах 19. Верхний конец рычага через
шарик 20, раму 16 и вал передавал сжимающую силу образцу. Закрепленная на
верхнем торце 17 вилка 21 препятствовала повороту рамы 14.
Угол закручивания образца определяли по показаниям шкалы 22 измерительного устройства. Индикатором часового типа 1 ИГМ 23 определяли осевое
перемещение торца вала, позволяющее подсчитать продольную деформацию
образца.
Нагрев производили электропечью 24. Температуру в процессе эксперимента регистрировали при помощи милливольтметра М 253, подключенного к
хромель-капелевой термопаре, спай который подсоединяли к рабочей части образца.
Испытывали цилиндрические образцы с длиной и диаметром рабочей
части 33 и 4 мм. Oбразцы, выполненные из CuAlMn, имели длину и диаметр
соответственно 18 и 3 мм.
49
50
Рис. 2.1 – Схема экспериментальной установки
Касательные напряжения
пластического тела по формуле:
находили
τ=
12 PR
,
3
πd
в
приближении
идеально
(2.1)
где Р – вес груза, создающего крутящий момент; R – радиус шкива 6; d – диаметр рабочей части образца.
Нормальные напряжения определяли, используя выражение:
σ=
4N
πd
2
,
(2.2)
где N – осевая нагрузка, передаваемая образцу.
Сдвиговую деформацию относили к наружной поверхности образца и определяли из соотношения:
γ=
d
ϕ ⋅100% ,
2l
(2.3)
где l – длина рабочей части; а φ – угол закручивания образца.
Погрешность в определении сдвиговой деформации не превышала 0,01%.
Осевую деформацию находили по формуле:
ε=
∆l
⋅ 100% ,
l
(2.4)
где ∆l – изменение длины образца.
При определении осевой деформации учитывали также «инструментальную» погрешность, связанную с тепловым эффектом установки, которую предварительно находили по следующей методике. В установку закрепляли
эталонный образец, выполненный из Ст. 3 с хорошо известным коэффициентом
теплового линейного расширения α = 1.06·10-5 K-1, и определяли дилатограмму
от совместного теплового эффекта эталонного образца и установки. Из полученной суммарной дилатограммы вычитали дилатограмму эталонного образца,
выделяя тепловой эффект собственно установки. В дальнейшем тепловой эффект установки учитывали путем добавления его к обратимым составляющим
деформации при растяжении и вычитании при сжатии. Ошибка в измерении
осевой деформации составляла – 0,005%, а температуры 2 К. В неизотермических опытах температуру изменяли со скоростью 10 К/мин. При обработке экспериментальных результатов использовали метод наименьших квадратов.
Типичные для настоящей работы схемы испытаний приведены на
рис. 2.2 – 2.4. Здесь приведены схемы предварительного нагружения в координатах напряжение – деформация (а) и соответствующие траектории деформи51
рования в пространстве σ – τ (б), для направлений исследований 1 и 3. При
пропорциональном нагружении или при нагружении по одной из компонент
деформации характер нагружения задается одним скалярным параметром деформирования К. При К = 1 нагружение происходит односторонне (т. е. напряжения не меняют своего знака в процессе деформирования), а при К < 1
знакопеременно (в процессе деформирования напряжения изменяют знак). При
последовательном двухзвенном, ортогональном нагружении необходимо использовать, как это показано на рис. 2.2, а уже два параметра деформирования
КР и ККР для растяжения и кручения соответственно. После предварительного
деформирования (по схеме на рис. 2.2) материал либо нагревали через интервал
обратного мартенситного перехода (направление исследований 1), либо подвергали изотермическим осевому деформированию или же закручиванию (направление 3). Во всех случаях, фиксировали изменение осевых и сдвиговых
составляющих деформаций, а в первом случае – и температуры.
Рис. 2.2 – Схема испытаний, поясняющая процедуру задания предварительной
остаточной деформации
На рис. 2.3. приведена схема исследования циклической памяти формы
при термоциклировании через интервалы мартенситных переходов под постоянной нагрузкой (рис. 2.3, а) и переменной нагрузкой (рис. 2.3, б) для направления исследований 2.
В первом случае материал нагружали в аустенитном или мартенситном
состояниях до постоянных значений нормальных σ и касательных напряжений
τ , затем термоциклировали через интервалы мартенситных переходов. Как
52
видно из рисунка, при нагревании деформация частично восстанавливалась на
величины, равные εп и γп. При охлаждении наблюдали пластичность прямого
превращения в виде εпп и γпп.
Во втором случае (рис. 2.3, б) материал нагружали в мартенситном состоянии до напряжений σН и τН и нагревали под этими напряжениями до аустенитного состояния, где его разгружали до напряжений – σ0 и τ0 и охлаждали до
исходного, мартенситного состояния. В мартенситном состоянии материал вновь
догружали до σН, τН, после чего опыт повторяли по вышеописанной схеме.
По рис. 2.3, б нагрузке в мартенситном и разгрузке в аустенитном состояниях отвечают мгновенные скачки деформаций εМ, γМ и εА, γА соответственно.
При нагревании через интервал обратного мартенситного перехода происходит
восстановление деформаций на величины εП, γП , а при охлаждении происходит
их накопление на εПП, γПП.
Рис. 2.3 – Схема испытаний, используемая для исследования явления ЦПФ при
термоциклировании при постоянных нагрузках (а) и переменных нагрузках (б) для
направления исследований [2]
На рис. 2.4 представлены схемы испытаний для исследования мартенситной
неупругости в условиях механоциклирования. Материал нагружали постояным
нормальным – (а) или касательным напряжением – (б) и «механоциклировали»,
изотермически изменяя касательные и нормальные напряжения односторонне или
знакопеременно, измеряя при этом и осевые и сдвиговые составляющие
деформаций. Если при механоциклировании по схеме (а) нормальное напряжение
равнялось нулю, то имело место исследование осевого деформирования
материалов при изотермическом закручивании [150, 151].
53
Рис. 2.4 – Схема исследования мартенситной неупругости в условиях
механоциклирования
При обработке экспериментальных результатов использовали метод наименьших квадратов. Температуру измеряли с точностью ± 1 К. В неизотермических опытах температуру изменяли со скоростью 10 К/мин.
Для снятия остаточных микронапряжений после механической обработки
образцы подвергались холодному отжигу. Для этого они укладывались в специальный контейнер в количестве, необходимом для проведения эксперимента в
конкретном режиме термомеханического воздействия. Затем контейнер помещался в муфельную печь и выдерживался при температуре 5500оС в течение
одного часа. Охлаждение образцов производили на воздухе.
Перед проведением эксперимента с каждым образцом проводились 3-4
термоцикла в свободном состоянии с целью получения исходных диаграмм угловая деформация – температура γ = γ(Т). Отсутствие остаточных эффектов обратимого формоизменения на исходной диаграмме γ = γ(Т) свидетельствовало о
готовности образца к испытаниям.
Характеристики температурных мартенситных переходов (ХТМП) определялись в условиях кручения при значении касательного напряжения τ = 40 МПа.
Данные опыты выполняли по следующей схеме: образец нагревали до температуры, соответствующей аустенитному состоянию, и нагружали крутящим моментом. Далее под нагрузкой его охлаждали через интервал прямого
мартенситного перехода, а затем разгружали в мартенситном состоянии и нагревали до первоначальной температуры. Кинетика накопления и возврата деформации для определения ХТМП показана на рис. 2.5.
54
Рис. 2.5 – Зависимость угловой деформации от температуры при термоциклировании
сплава ТН-1 при τ = 40 МПа
(стрелками отмечено направление изменения температуры)
Эксперименты проводили по методике, позволяющей уменьшить количество испытываемых образцов. Смысл её поясняется следующими опытами. При
неизменной траектории нагружения было выполнено предварительное тестирование на двух образцах. Первый использовался при последовательном увеличении нагрузки на двух этапах опыта, второй – сразу подвергался воздействию
более высокого уровня напряжений, соответствующего второму этапу. Разброс
по деформациям для максимального значения напряжения составил менее 5%.
То, что объект «забывал» предварительный уровень напряжений, позволило на
партии из 172 образцов выполнить широкое систематическое исследование по
влиянию вида режима обработки и способа задания предварительной деформации на функционально-механические свойства сплошных цилиндрических
стержней из сплавов с памятью формы.
55
Глава 3. Влияние истории термомеханического нагружения на обратимое
формоизменение никелида титана
В третьей главе приведены данные систематических исследований ОФИ и
термоциклического возврата деформаций в сплаве ТН-1 при термоциклировании
через интервалы прямого и обратного мартенситных превращений. В данной главе использованы материалы диссертационной работы С. К. Овчинникова. Исследования проводились в двух термоциклических режимах (рис. 3.1):
а) термоциклирование под постоянной нагрузкой при нагревании и охлаждении через интервалы мартенситных превращений (первый режим);
б) термоциклирование через интервалы мартенситных превращений в
разгруженном состоянии на этапе нагревания и под постоянной нагрузкой на
этапе охлаждения (второй режим);
в) термоциклирование через интервалы мартенситных превращений под
постоянной нагрузкой на этапе нагревания и в разгруженном состоянии на этапе охлаждения (третий режим).
Рис. 3.1 – Схемы режимов термомеханических тренировок: первый режим (а),
второй (б), третий (в) [152]
Как отмечалось в литературном обзоре, механическое поведение материалов при термоциклировании существенным образом зависит от положений характеристических температур на температурной шкале. В нашем случае значения
характеристических температур мартенситного перехода для сплава ТН–1 составляют приблизительно: М н =350 К; М к =300 К; А н =360 К; А к =420 К.
56
3.1 Поведение сплава ТН–1 в условиях кручения при
термоциклировании под постоянной нагрузкой
В работах [56, 153] показано, что при теплосменах под нагрузками через
интервалы мартенситных переходов указанные металлы по истечении некоторого числа термоциклов имеют стабильные, независимые от числа циклов значения деформаций ЭПФ, ППП и скорости термоциклической ползучести (ТП).
Приведенные величины являются деформационными характеристиками ОФИ.
Для управления свойствами ОФИ необходимо менять силовые режимы термоциклирования. Так же показано влияние термомеханического воздействия, т. е.
«тренировки» на деформационные отклики при термоциклировании сплава в
нагруженном и свободном состоянии.
3.1.1. Обратимое формоизменение в сплаве ТН–1 при
термоциклировании через интервалы мартенситных переходов под
постоянными напряжениями при нагревании и охлаждении
Исследовали поведение эквиатомного сплава ТН-1 при термоциклировании через интервалы мартенситных переходов в условиях кручения под постоянной нагрузкой. Использовали сплошные цилиндрические образцы длиной и
диаметром рабочей части соответственно 33 и 4 мм, выполненные из сплава
ТН–1 в условиях поставки. Эксперимент проводили следующим образом: в
мартенситном состоянии при температуре 295 К образец нагружали заданным
крутящим моментом – М, сообщая ему касательное напряжение τ = 25 МПа, затем нагревали до 500 К, измеряя при этом угол сдвига, и охлаждали до исходной температуры. Термоциклирование проводили пока деформационные
отклики, связанные с ЭПФ и ППП, не принимали установившиеся значения. В
дальнейшем указанные серии опытов повторяли, но уже при других напряжениях: τ = 50; 75; 100; 125; 150; 175; 200 МПа.
Исследование показало, что при кручении на этапе нагревания наблюдается эффект памяти формы, а на этапе охлаждения – эффект пластичности прямого превращения с соответствующими деформационными откликами γп и γпп.
Также, как и для марганцемедных сплавов выполняется характерное неравенство γпп > γп, что говорит о том что и сплаву ТН–1 свойственно явление термоциклической ползучести (ТП). Данный факт схематически отражен на рис. 3.2.
57
Рис. 3.2 – Схема зависимостей деформации от температуры
при термоциклировании
На рис. 3.2 представлен типичный график зависимости угловой деформации и температуры при термоциклировании через интервалы мартенситных переходов для напряжений τ = 75 МПа [154].
Рис. 3.3 – Зависимость между угловой деформацией и
температурой при термоциклировании под напряжениями им τн = τо= 75 МПа,
где 1, 2, 3, 4 соответственно 1-й, 2-й, 13-й и 22-й термоциклы
58
Из хода кривых видно что, при термоциклировании через интервалы прямых и обратных мартенситных переходов под постоянной нагрузкой материал
демонстрирует довольно сложное поведение. После нагружения мартенсита в
первом цикле нагревания материал независимо от термоциклической предыстории показывал следующее:
а) при изотермической нагрузке в мартенситном состоянии происходит
скачкообразное увеличение деформации;
б) при нагревании до АН сплав практически не деформировался, а при
температуре выше АН начинал проявляться значительный ЭПФ, который достигал при высоких значениях касательных напряжений 10%, в дальнейшем при
Т > АК он практически полностью исчезал;
в) имело место накопление неизотермической деформации в сторону
внешней нагрузки уже при температурах меньше МН (явление пластичности
обратного превращения), а при Т > АН наблюдали возврат деформации, который прекращался при температуре конца обратного превращения;
г) при охлаждении наблюдали накопление деформации в сторону силы,
при МН < Т < МК. При Т < МК накопление деформации практически прекращалось.
Максимальная скорость возврата деформации приходилась на середину
интервала АН – АК. Выше АК для большинства материалов при всех напряжениях изменения деформации не наблюдали.
Указанная на рис. 3.2 «не совершенность» эффекта памяти приводит к явлению ТП, которое представлено на рис. 3.4 для конкретного уровня действующих напряжений [155].
Рис. 3.4 – Зависимость сдвиговой деформации ТП от числа циклов при τ=125МПа:
I – стадия неустановившейся ТП; II – стадия установившейся ТП
59
Из рис. 3.4 видно, что процесс ТП может быть представлен некоторой
монотонной функцией γ = γ(N) и сведен, по крайней мере, к двум стадиям:
I – неустановившейся при dγ/dN > 0 и d2γ/dN2 < 0; II – установившейся ползучести при dγ/dN = const > 0 [156].
На рис. 3.5 представлен график зависимости между угловой деформацией
и температурой при термоциклировании через интервалы мартенситных переходов для конкретного уровня напряжений τ = 25 МПа. Образец не прошел
термомеханическую обработку.
Рис. 3.5 – Зависимости угловой деформации и от температуры при
термоциклировании при τ = 25 МПа. Кривые 1, 2, 3, 4 соответственно
1-й, 2-й, 13-й и 22-й термоциклы
Из хода кривых видно что, на этапе нагревания наблюдается восстановление деформации, а на этапе охлаждения – ее накопление в сторону внешней
нагрузки. Причем накопление деформации происходит частично, поскольку в
процессе охлаждения не проходит полностью прямой мартенситный переход
из-за низкого значения температуры конца прямого мартенситного перехода,
поэтому гистерезисные петли устремляются вниз, т. е. в целом имеет место эффект термоциклического возврата (ТВ) при теплосменах. Величина восстанавливаемой деформации в такте нагревания в этом случае достигает 1,5% .
Существенно иная картина наблюдается при переходе на более высокие
напряжения термоциклирования. На рис. 3.6 представлены графики зависимости угловой деформации от температуры для более высоких уровней напряжений τ = 100 (рис. 3.6, а); 150 (рис. 3.6, б); 200 МПа (рис. 3.6, в).
60
Рис. 3.6 – Зависимости угловой деформации от температуры при
термоциклировании при τ = 100 МПа (а), τ = 150 МПа (б), τ = 200 МПа (в);
кривые 1, 2, 3, 4 соответственно 1-й, 2-й, 13-й и 22-й термоциклы
На рис. 3.7 представлена зависимость отношения установившихся деформаций от действующих напряжений. На данном рисунке четко выражен линейный участок зависимости деформации от напряжения, а так же участок, при
котором зависимость монотонно возрастает с увеличением действующих напряжений, причем ППП несколько выше ЭПФ, что дает незамкнутость термомеханического гистерезиса [157].
Следует отметить, что при максимальном напряжении термоциклирования τ = 200 МПа деформация достигала 5 %.
61
Рис. 3.7 – Зависимости установившихся деформаций, обусловленных
ЭПФ– γп (1) и ЭПП – γпп (2) от действующих напряжений
Ниже рассматривается влияние числа термоциклов на деформационные
отклики связанных ЭПФ и ППП. На рис. 3.8 приведены зависимости деформаций, обусловленных эффектами памяти формы и пластичности прямого превращения, от числа циклов для разных уровней действующих напряжений. Из
хода кривых видно, что деформации γп и γпп монотонно возрастают с числом
термоциклов, достигая насыщения по истечении 10-15 циклов [157].
Рис. 3.8 – Зависимости деформаций, обусловленных эффектом
памяти формы а) и пластичности прямого превращения б) от числа термоциклов
для напряжений 50 (1); 100 (2) и 150 МПа (3)
62
3.1.2 Влияние предварительной термомеханической обработки
на характеристики обратимого формоизменения при термоциклировании
через интервалы мартенситных переходов под постоянными нагрузками
Исследования осуществляли в первом режиме испытаний. Отличие состояло лишь в том, что после приведенного термоциклического «тренинга» мы
возвращались к первоначальным напряжениям и повторяли эксперимент. Практически это выглядело следующим образом: после начальной серии испытаний
τ = 25, 50, 75, 100, 125, 150, 175, 200 МПа образцы подвергали двум дополнительным сериям испытаний: τ = 25, 50, 75, 100, 125, 150, 175, 200, 250 МПа и
τ = 25, 50, 75, 100, 125, 150, 175, 200, 250, 300 МПа.
Принимали, что во всех опытах второй серии материал был тренирован
при напряжении τ = 200 МПа, а в опытах третий серии при τ = 250 МПа. После
этого установившиеся характеристики ОФИ, при новых напряжениях сравнивали для нетренированного и тренированного материалов.
На рис. 3.9 приведены типичные зависимости угловой деформации от
температуры при термоциклировании через интервалы мартенситных переходов, для конкретного уровня напряжений τ = 25 МПа после предварительной
термомеханической «обработки».
Рис. 3.9 – Зависимости между угловой деформацией и температурой
при термоциклировании при τ = 25 МПа; образец тренирован при τ = 200 МПа,
где: 1, 2, 3, 4 соответственно 1-й, 2-й, 13-й и 22-й термоциклы
63
Из хода кривых на рис. 3.10 мы видим, что тренированный материал в
первом термоцикле на этапе нагревания демонстрирует интенсивное восстановление деформации, достигающее почти 5%. При этом на этапе охлаждения
происходит накопление деформации приблизительно равное 2%.
Из рисунка видно, что в первом цикле деформация ЭПФ существенно
превосходит деформацию ППП. В целом, за первый термоцикл возвращается
около 4%. Возврат деформации происходит и при последующих термоциклах
однако менее интенсивно (кривые 2,3,4). Кроме того, важно отметить, что после термомеханической обработки деформационные отклики, связанные с ЭПФ
и ППП, значительно увеличились по отношению к нетренированному образцу.
Более конкретно этот эффект будет рассмотрен ниже.
Кривые на рис. 3.10 показывают, что после предварительной термомеханической обработки для более высоких уровней напряжений кинетика изменения деформации имеет тот же характер, что и для нетренированных образцов.
Однако, термоциклирование сопровождается значительным ростом деформационных откликов, что более подробно будет показано далее.
Рис. 3.10 – Зависимости угловой деформации от температуры при
термоциклировании при τ = 75 МПа. Образец тренирован при τ = 200 МПа
На рис. 3.11 представлены зависимости угловой деформации от температуры для образца «тренированного» при τтр = 200 МПа. Из хода кривых видно,
что термомеханическая тренировка под напряжением τтр = 200 МПа способствует значительному увеличению деформационных откликов связанных с ЭПФ
и ППП.
64
Поведение материала при обработке под напряжением τтр = 250 МПа в
данном режиме термоциклирования показано на рис. 3.12. Как видно из хода
кривых, и здесь имеет место явление ТВ, описанное выше на рис. 3.9.
Рис. 3.11 – Зависимости угловой деформации от температуры при
термоциклировании при τ = 200 МПа; образец тренирован при τтр = 200 МПа
Рис. 3.12 – Зависимости угловой деформации от температуры при
термоциклировании при τ = 25 МПа; образец тренирован при τтр = 250 МПа
65
В работе [148] показано, что в марганцемедных сплавах деформации γп и
γпп зависят не только от числа циклов и уровня действующих напряжений, но и
от предварительной термомеханической обработки под более высокими напряжениями. Указанная закономерность подтверждается и на сплаве ТН-1, о чем
свидетельствует ход кривых 2 и 3 на рис. 3.13.
Из сравнения кривых 1, 2 и 3 видно, что указанная выше предварительная
термоциклическая тренировка при напряжении τтр = 200 МПа увеличивает значения деформаций γп и γпп для действующих напряжений 75 МПа примерно на
30-40%, а при γтр = 250 МПа – примерно в 2 раза по отношению к нетренированному образцу [158].
Рис. 3.13 – Зависимость деформаций, обусловленных эффектом памяти формы (а) и
пластичности прямого превращения (б) от числа циклов – N при τ = 75 МПа: кривая
1 – нетренированный образец; кривая 2 – образец после тренировки под
напряжениями τ = 200 МПа; кривая 3 – τ = 250 МПа
Более отчетливо эффект термоциклической обработки проиллюстрирован
на рис. 3.14, где по оси абсцисс отложено отношение тренировочного и действующих напряжений τтр/τ, а по оси ординат – величина количественного увеличения деформаций, обусловленных ЭПФ и ППП (соответственно γп,тр/γп и
γпп,тр/γпп) в результате обработки.
Кривая 2 показывает, что значения γп и γпп могут быть увеличены посредством термоциклической обработки более чем в три раза [154, 159].
66
Рис. 3.14 – Зависимости отношения установившихся деформаций,
обусловленных ЭПФ для тренированных и нетренированных образцов (а),
обусловленных ПП (б); τтр= 200 МПа – кривая 1 (а,б); τтр= 250 МПа – кривая 2 (а,б)
Предварительная термоциклическая тренировка материала под напряжениями, превышающими действующие (эксплуатационные), приводит к существенному повышению значений деформационных характеристик ОФИ.
Приведенные выше экспериментальные факты могут лечь в основу феноменологического описания (в рамках механики деформируемого твердого тела) поведения материалов в условиях проявления ОФИ. В частности, характеристики
ОФИ реализуемого после термоциклической обработки могут быть найдены
через аналогичные характеристики не тренированного материала следующим
образом:
г
тр
= г ⋅К ,
(4.1)
где К = К(τтр, τтр/τ) находится из эмпирических кривых на рис. 3.14 как отношения γп,тр/γп или γпп,тр/γпп.
Данный результат может быть использован при проектировании и разработке исполнительных механизмов и элементов конструкций из материалов с
ЭПФ с наперед заданными деформационными и силовыми свойствами.
Приведенные данные хорошо согласуются с аналогичными для марганцемедных сплавов [148, 160]. Полученные данные, описанные в данном параграфе, подтверждены полученным приоритетом.
67
3.1.3 Обратимая память формы и термоциклический возврат деформации
в сплаве ТН–1 в свободном состоянии после термомеханической обработки
при постоянных напряжениях нагрева и охлаждения
В этом разделе приведены данные экспериментальных исследований обратимой памяти формы в свободном состоянии и термоциклического возврата
(ТВ) деформации в сплаве ТН–1 после предварительной термомеханической
обработки под постоянным напряжением нагрева и охлаждения.
Минимальная и максимальная температуры термоциклирования соответственно составили: Тmin= 298 К, Тmax= 495 К. После указанных выше способов
термоциклической обработки (рис. 3.1, а) образцы разгружали в мартенситном
состоянии и продолжали термоциклировать в свободном состоянии через интервалы мартенситных переходов в течение 5-6 циклов, измеряя в процессе
термоциклирования угловую деформацию γ и температуру Т. Режим термомеханического воздействия представлен в таблице 3.1.
Таблица 3.1 – Режимы термомеханического воздействия
режим
Кол – во тц
τтр(МПа) нагрев
τтр(МПа) охлаждение
I
τН = τО
32
250
250
В той или иной степени эффект обратимой памяти формы (ОПФ) свойственен всем материалам, претерпевающим мартенситное превращение. В эквиатомном сплаве Ti–Ni практически всегда после любого вида деформирования
возникает ОПФ. В частности, ОПФ может быть инициирован предварительным
термоциклированием через интервалы мартенситных переходов под напряжением. Такое воздействие существенно изменяет функционально-механические
свойства сплава, его дефектную структуру, морфологию и кристаллографию
[71, 161, 162]. Закономерности проявления обратимой памяти формы после изотермического нагружения никелида титана были изучены в работах [76, 163].
Поведение сплава после термоциклирования под нагрузкой изучалось в работах
[154, 158, 164]. Для марганцемедных сплавов этот вопрос освещен в работах
[55, 148]. Показано, что предварительная термомеханическая обработка под напряжениями, превосходящими эксплуатационные, увеличивает деформационные эффекты, сопровождающие явления обратимого формоизменения в
несколько раз.
68
Важность ОПФ и ТВ при создании циклических тепловых машин с рабочим телом из сплава с эффектом памяти формы требует продолжения изучения
влияния на эти эффекты различных факторов и, в частности, влияния предварительной термомеханической обработки. Эффект «обработки», проявляющийся
в мартенситных двигателях, может быть столь значительным, что полезная работа за цикл принимает максимальные значения именно при полном снятии нагрузки с рабочего элемента в ходе его охлаждения [58]. Следовательно, для
более полного и целенаправленного использования ОПФ и учета ТВ в силовых
устройствах многократного действия были выполнены систематические исследования влияния термоциклирования под напряжением на ОПФ и ТВ.
Объектом исследования служил сплав никелида титана эквиатомного состава. Использовали сплошные цилиндрические образцы, параметры которых и
сведения об их предварительной подготовке к эксперименту даны в главе 2.
Эксперимент проводили следующем порядке: образцы нагружали постоянным крутящим моментом в мартенситном состоянии и термоциклировали
через интервал МП под нагрузкой.
Обработку образца выполняли в три этапа:
1) проводили термоциклирование в течение 22 циклов под напряжениями от
25 до 200 МПа с шагом изменения напряжений в 25 МПа;
2) после реализации пункта 1 (максимальное напряжение обработки
τmax = 200 МПа) выполняли по 10 термоциклов под напряжениями от 25
до 250 МПа с тем же шагом;
3) после обработки, указанной в пунктах 1 и 2 (τmax= 250 МПа), выполняли
по 10 циклов под напряжениями от 25 до 300 МПа, с шагом изменения
напряжений в 25 МПа.
В процессе охлаждения под нагрузкой наблюдался эффект пластичности
превращения, проявляющийся в интенсивном накоплении деформации в сторону силы во время прямого МП. При нагревании всегда имел место ЭПФ, т. е.
восстановление деформации (рис. 3.3).
Вследствие незамкнутости термомеханического гистерезиса материал от
цикла к циклу накапливал одностороннюю деформацию (деформация неизотермической ползучести [165]). После определенного числа термоциклов образец разгружали при температуре Мк и осуществляли термоциклирование через
интервал МП без нагрузки с целью определения величины и характера возникающего эффекта ОПФ и ТВ.
Основные результаты экспериментальных исследований представлены на
рисунке 3.15 – 3.17.
69
Рис. 3.15 – Зависимость между угловой деформацией и температурой после I режима
обработки при термоциклировании в разгруженном состоянии [152]
Анализируя экспериментальные данные, видим, что на первом этапе нагревания наблюдается эффект (однократной) памяти формы (см. кривые 1 на
рис. 3.15, а). Последующее термоциклирование дает четко выраженный эффект
обратимой памяти формы мартенситного типа: восстановление деформации при
нагревании и её накопление при охлаждении (кривые 2 – 6 на рис. 3.15, б).
При этом термоциклирование сопровождается уменьшением величины
обратимой памяти формы при нагревании (рис. 3.15) и постепенным возвратом
деформации неизотермической ползучести, т. е. наблюдаем явление термоциклического возврата.
Рис. 3.16 – Зависимость величины ОПФ при нагревании (после I режима обработки)
от числа термоциклов в разгруженном состоянии (а), в более крупном масштабе
для 2-6 термоциклов (б)
70
Термоциклический возврат деформации ранее был установлен на марганцемедных сплавах [55, 148]. Он проявляется в том, что по мере термоциклирования деформационные кривые как бы устремляются вниз, т. е. наблюдается
восстановление деформации (рис. 3.16).
Более детально эффект термоциклического возврата представлен на
рис. 3.17, где по оси ординат представлена деформация, накопленная в процессе термоциклирования, а по оси абсцисс – число термоциклов. Как следует из
хода кривой, термоциклический возврат деформации протекает довольно интенсивно и достигает величины 0,4% за один термоцикл.
Рис. 3.17 – Зависимости деформации от числа циклов при термоцикливании
в разгруженном состоянии после первого режима обработки [152]
3.2 Поведение сплава ТН–1 в условиях кручения при
термоциклировании под нагрузкой при охлаждении и в свободном
состоянии при нагревании
В данном разделе описаны результаты экспериментальных исследований
для второго режима нагружения, который отличался от первого тем, что напряжения на этапе нагревания были равны нулю и догрузка сплава осуществлялась в аустенитном состоянии. При охлаждении рабочие напряжения были
отличны от нуля (рис. 3.1, б).
71
3.2.1 Обратимое формоизменение в сплаве ТН–1 при
термоциклировании под постоянным напряжением при охлаждении и в
ненагруженном состоянии при нагревании
В данном параграфе описано поведение сплава ТН–1 в процессе формоизменения во втором режиме термомеханических испытаний.
Опыт ставили следующим образом: материал без нагрузки, находящийся
в мартенситном состоянии при температуре 295 К, нагревали до 500 К, затем
образец нагружали заданным напряжением – τо = 50 МПа, затем, фиксируя значения деформационных откликов, охлаждали до исходной температуры. Повторное термоциклирование повторяли до 15 раз, пока деформационные
отклики, связанные с ЭПФ, т. е. – γп и ППП, т. е. – γпп не принимали установившиеся значения. В дальнейшем указанные серии опытов повторяли, но уже при
рабочих напряжениях: τо = 50, 100, 150, 200 МПа. Основные результаты экспериментов представлены на рис. 3.18 – 3.21.
На рис. 3.18, а приведена зависимость деформации от температуры при
термоциклировании для конкретного уровня напряжений τ = 50 МПа.
Из хода кривых видно, что деформация увеличивается по мере термоциклирования (кривые 1, 2, 3, 4, 5 устремляются вверх). Также видно, что в первых
циклах деформация увеличивается интенсивнее, а по истечении некоторого
числа циклов рост деформации замедляется. Данный факт будет более подробно рассмотрен позднее.
На рис. 3.18, б дана зависимость деформации от температуры при напряженях 100 МПа. Из хода кривых видно, что деформация на этапе нагревания
восстанавливается, а на этапе охлаждения накапливается в сторону силы, причем в мартенситном состоянии происходит скачкообразное уменьшение деформации при изотермической разгрузке.
Аналогичный скачок наблюдается в аустенитном состоянии, но в противоположном направлении – при изотермической нагрузке. Мы видим, что с
увеличением действующих напряжений деформация при термоциклировании
через интервалы мартенситных переходов значительно возрастает, что показано на рис. 3.18, в; 3.18, г.
Ход кривых, на выше упомянутых рисунках, показывает, что в целом в
процессе термоциклирования деформация накапливается в сторону внешней
нагрузки. Данное обстоятельство характеризуется незамкнутостью термомеханического гистерезиса, деформация связанна с ППП т. е. – γпп выше чем деформация связанная с ЭПФ, т. е. – γп.
72
Рис. 3.18 – Зависимости деформации от температуры при
термоциклировании для уровня напряжений при охлаждении τо = 50 МПа (а),
τо= 100 МПа (б), τо= 150 МПа (в), τо= 200 МПа (г),
кривые – 1, 2, 3, 4, 5 соответственно 1–й, 2–й, 5–й, 10–й и 15–й термоциклы
На рис. 3.19 представлены зависимости значений деформационных откликов, связанных с ЭПФ и ППП от числа циклов.
Из хода кривых видно, что для напряжений 50 и 100 МПа деформации, связанные с ЭПФ и ППП, монотонно возрастают с числом термоциклов, достигая насыщения по истечению примерно 15 циклов. А при напряжении 150-200 МПа,
указанные деформационные отклики изначально практически не зависят от числа
термоциклов [166].
После первой серии опытов при τо = 50, 100, 150, 200 МПа, материал подвергали испытаниям в двух сериях опытов при τо= 50, 100, 150, 200, 250 МПа и
τо = 50, 100, 150, 200, 250, 300 МПа. То есть материал во второй серии был тренирован при τтр = 200 МПа, а материал в третий серии опытов был тренирован
при напряжениях τтр = 250 МПа.
73
Рис. 3.19 – Зависимости деформаций обусловленных эффектами пластичности
прямого превращения γпп – (а) и памяти формы γп, (б) от числа циклов.
Кривые 1,2,3,4 – соответстветствуют рабочим напряжениям
при охлаждении – τо = 50, 100, 150, 200 МПа
3.2.2. Влияние термомеханической «тренировки» на эффекты
мартенситной неупругости при охлаждении под нагрузкой
и в ненагруженном состоянии при нагревании
На рис. 3.20 представлен типичный график зависимости между угловой
деформацией γ и температурой Т при термоциклировании для образца тренированного при τтр = 200 МПа. Характер поведения кривых аналогичен тому, что
мы наблюдали для нетренированного материала.
Следует отметить, что термомеханическая тренировка значительно увеличивает угловую деформацию по отношению к нетренированному образцу. На
рис. 3.20 б, в, г представлены зависимости деформации от температуры при
термоциклировании для тренированных образцов при τтр = 200 МПа, уровни
рабочих напряжений равны соответственно 100, 150, 200 МПа.
На рис. 3.21 показана зависимость деформационных откликов – γп и γпп от
количества циклов N после термомеханической тренировки.
Из хода кривых видно, что для небольших уровней напряжений, кривая 1
(τо = 50 МПа), деформационные отклики – γп и γпп после термомеханической
тренировки уменьшаются с ростом числа циклов. А при больших уровнях напряжений кривая 2 (τо = 100 МПа), указанные деформационные отклики изначально практически не зависят от числа циклов.
74
Рис. 3.20 – Зависимости деформации от температуры после
термоциклирования при напряжениях тренировки τтр = 200 МПа :
рабочие напряжения τо = 50 МПа (а), τо = 100 МПа (б), τо = 150 МПа (в),
τо = 200 МПа (г). Кривые – 1, 2, 3 соответственно 1-й, 5-й, 10-й термоциклы
Рис. 3.21 – Зависимость деформаций обусловленных эффектами памяти
формы (а), пластичности прямого превращения (б) от числа циклов для тренированного образца. Кривые 1, 2 соответстветствуют уровням напряжений: 50, 100 МПа
75
Как и следовало ожидать, предварительная термоциклическая тренировка
под более высокими напряжениями оказывает существенное влияние на величину деформационных откликов – γп и γпп, о чем свидетельствуют кривые на
рис. 3.22.
Рис. 3.22 – Зависимости деформаций, обусловленных эффектами пластичности
прямого превращения (а) и памяти формы (б), от числа циклов для
«нетренированного» (1,2) и «тренированного» (3,4) образцов при напряжении
250 МПа. Кривые 1,3 и 2,4 соответствуют уровням напряжений 50 и 100 МПа
Из сравнения кривых 1 и 3, а так же 2 и 4 (рис. 3.22) видно, что указанная
выше предварительная термоциклическая тренировка при максимальном напряжении тренировки τтр = 200 МПа увеличивает установившиеся значения деформаций γп и γпп для действующих напряжений при τо= 50 МПа примерно в 34 раза, а при τо = 100 МПа примерно на 10-15%.
Важно отметить, что обратимые составляющие деформации такие как
пластичность прямого превращения – γпп и памяти формы – γп существенно зависят от изменения тренировочных напряжений.
На рис. 3.23 приведены зависимости деформаций, обусловленных эффектами памяти формы от уровня касательных напряжений τо, где 1, 2 – соответственно кривые для не тренированного и тренированного образца [166].
Из хода кривых видно, что обратимые составляющие деформации с увеличением тренировочных напряжений могут достигать двух раз по отношению
к обратимым составляющим деформации для действующих напряжений.
76
Рис. 3.23 – Зависимость деформаций обусловленных эффектами
пластичности прямого превращения – γпп (а) и памяти формы – γп (б)
от уровней касательных напряжений – τ, кривые 1, 2 – соответственно для
не тренированного и тренированного образцов
На рис 3.24 представлена зависимость деформационной характеристики
связанной с ППП от деформационной характеристики связанной с ЭПФ для
конкретного уровня напряжений τо = 50 МПа после термомеханической тренировки при τтр = 200 МПа. Из хода кривых видно, что после соответствующей
термомеханической тренировки, описанные деформационные отклики в целом
увеличиваются по мере термоциклирования, однако, следует отметить, что деформационный отклик, связанный с пластичностью прямого превращения – γпп
возрастает интенсивнее.
Рис. 3.24 – Зависимость пластичности прямого превращения (γпп) от памяти
формы (γп) для тренированного образца при напряжении τ = 50 МПа,
где 1, 2, 3, 4 – соответственно 1-ый, 5-ый, 10-ый, 15-ый термоциклы
77
3.2.3 Обратимое формоизменение в сплаве ТН–1 в свободном
состоянии после термоциклироваания под постоянным касательным
напряжением при нагревании
В данном параграфе описано поведение сплава ТН–1 в процессе термоциклирования в разгруженном состоянии после II режима предварительной
термомеханической обработки. Последовательность проведения эксперимента
идентична предыдущему, описанному в 3.1.
При втором режиме обработки образцы подвергали термоциклированию
в том же интервале температур под постоянным касательным напряжением τ0
при охлаждении и в свободном состоянии при нагревании.
Обработку образца осуществляли в два этапа:
1) проводили термоциклирование в течение 15 циклов под напряжениями при
охлаждении от 50 до 200 МПа с шагом изменения напряжений τО в 50 МПа;
2) после реализации пункта 1 (τmax = 200 МПа) выполняли по 10 циклов под
напряжениями от 50 до 250 МПа (с тем же шагом).
Результаты экспериментальных данных термоциклирования образцов в
свободном состоянии после второго режима обработки даны на рис. 3.25.
Рис. 3.25 – Зависимость между угловой деформацией и температурой после
II режима обработки при термоциклировании в разгруженном состоянии (а), более
крупный масштаб для 2-5 термоциклов (б) [152]
Видим, что на первом этапе нагревания наблюдается эффект (однократной) памяти формы (кривые 1 на рис. 3.25, а). При дальнейшем термоциклировании при нагревании наблюдается частичное восстановление деформации
(кривые 2 – 5 на рис. 3.25, б), а при охлаждении деформационный эффект от78
сутствует полностью (кривые 2‘– 5‘ на рис. 3.25, б). Такое поведение материала
является неожиданным и нехарактерно для сплавов на основе никелида титана.
Очевидно, что эффект ОПФ при охлаждении формируется только в процессе предварительного нагревания под нагрузкой, о чем свидетельствует отсутствие деформационных эффектов при охлаждении на рис. 3.25.
Зависимость величины обратимой памяти формы при нагревании представлена на рис. 3.26.
Рис. 3.26 – Зависимость величины ОПФ при нагревании (после II режима
обработки) от числа термоциклов в разгруженном состоянии (а), в более
крупном масштабе для 2 - 5 термоциклов (б)
Заметно, что, как и после первого режима обработки, в данном случае наблюдаем тенденцию к уменьшению величины ОПФ при нагревании от цикла к
циклу. Также можно отметить, что данный термосиловой режим обработки незначительно повышает значение ОПФ при нагревании.
Как и в предыдущем опыте, имеет место четко выраженный термоциклический возврат деформации, который проиллюстрирован на рис. 3.27.
Рис. 3.27 – Зависимости деформации от числа циклов при термоциклировании в разгруженном состоянии после второго режима обработки [152].
79
3.3. Обратимое формоизменение в сплаве ТН–1 при
термоциклировании под постоянными напряжениями на этапе
нагревания и в разгруженном состоянии на этапе охлаждения
Для третьего режима испытаний эксперимент проводили следующим образом: материал находящийся в мартенситном состоянии при температуре 295К
нагружали заданным крутящим моментом – М, сообщая ему фиксированное значение касательных напряжений – τн, после чего нагревали до 500 К, измеряя при
этом угловую деформацию, далее снимали нагрузку и охлаждали образцы до исходной температуры в свободном состоянии. После того производили повторное
термоциклирование до 15 циклов, пока деформационные отклики γп и γпп не принимали установившиеся значения. В дальнейшем указанные серии опытов повторяли при других напряжениях. В первой серии опытов использовали
следующие уровни напряжений: τн = 50, 100, 150, 200 МПа.
Результаты исследований в 3-м режиме для нетренированных образцов
показали следующее: на рис. 3.28 представлен график зависимости угловой деформации от температуры при термоциклировании через интервалы мартенситных переходов показано, что при кручении на этапе нагревания
наблюдается в первых десяти тактах нагревания эффект пластичности обратного превращения (кривые 1 – 4), а начиная с 15 термоцикла – четко выраженный
эффект памяти формы (кривая 5).
Рис. 3.28 – Зависимости деформации от температуры при термоциклировании
для уровня напряжений при нагревании τн = 50 МПа; образец нетренирован.
Кривые 1, 2, 3, 4, 5 соответственно 1-й, 2-й, 5-й, 10-й, 15-й термоциклы
80
Во всех термоциклах на этапах охлаждения полностью отсутствовал деформационный отклик, причем в мартенситном состоянии происходит скачкообразный рост деформации при изотермической догрузке. Аналогичный скачок
наблюдается в аустенитном состоянии, но в противоположном направлении
при изотермической разгрузке.
На рис. 3.29 представлено поведение материала при термоциклировании в
данном режиме при более высоких значениях напряжений.
Рис. 3.29 – Зависимости деформации от температуры при
термоциклировании для действующих напряжений при нагревании
τн = 100 МПа (а), τн = 150 МПа (б), τн = 200 МПа (в). Кривые – 1, 2, 3, 4, 5
соответственно 1-й, 2-й, 5-й, 10-й, 15-й термоциклы
81
После перехода на более высокие уровни действующих напряжений было
обнаружено, что при уровне напряжений 100 МПа и выше наблюдали четко
выраженный устойчивый эффект обратимого реверсивного формоизменения
проявляющийся в том, что на этапе нагревания в начале наблюдали рост деформации в сторону напряжений, условно называемый далее деформацией обусловленной эффектом пластичности обратного превращения – γпоп, а при
последующем нагревании наблюдали восстановление деформации, вызываемое
эффектом памяти формы – γп (рис. 3.29, а).
В целом, из графиков видно, что в такте нагревания изменение деформации имеет реверсивный характер, а при последующем охлаждении материала
без нагрузки деформационного отклика не наблюдали ни в одном из опытов.
Важно отметить, что термоциклирование сопровождается эффектом неизотермической ползучести, о чем свидетельствует восходящий характер петель на
рис. 3.29, б; 3.29, в, что качественно согласуется с экспериментальными данными, полученными для марганцемедных сплавов [167-169] в других режимах
термоциклирования.
3.3.1. Влияние предварительной термомеханической тренировки на
характеристики обратимого формоизменения под постоянным
касательным напряжением при нагревании
После выполнения первой серии испытаний τтр= 50, 100, 150, 200 МПа, материал испытывался еще в двух сериях: τтр = 50, 100, 150, 200, 250 МПа и τтр = 50;
100; 150; 200, 250, 300 МПа. Таким образом, во второй серии опытов испытывали образцы, тренированные при τтр = 200 МПа, а в третьей τтр = 300 МПа.
Как и следовало ожидать, предварительная термомеханическая тренировка под более высокими напряжениями оказывает существенное влияние на величину деформационных откликов – γпоп и γп, о чем свидетельствует ход
кривых на рис. 3.30. Из сравнения кривых на рис. 3.28, 3.29, в видно, что указанная выше предварительная термомеханическая тренировка под напряжением τтр = 200 МПа существенно увеличивает установившиеся значения
деформаций γп для действующих напряжений τн = 50 МПа примерно в 4-5 раз и
уменьшает значения γпоп практически до нуля, для действующих напряжений
фн = 100 МПа (рис. 3.31) увеличивает установившиеся значения деформаций γп
примерно 2 раза и уменьшает значения γпоп в 2-3 раза.
82
Рис. 3.30 – Зависимости деформации от температуры при
термоциклировании для действующих напряжений τн = 50 МПа.
1, 2, 3, 4, 5 соответственно 1-й, 2-й, 5-й, 10-й, 15-й термоциклы; образец
предварительно тренирован при τтр = 200 МПа
Рис. 3.31 – Зависимости деформации от температуры при
термоциклировании для действующих напряжений τн = 100 МПа.
1, 2, 3, 4, 5 соответственно 1-й, 2-й, 5-й, 10-й, 15-й термоциклы для
образцов предварительно тренированных при τтр = 200 МПа
83
Причем, сравнение кривых на рис. 3.28 и 3.30 показывает, что предварительная термомеханическая тренировка может приводить к смене знака эффекта термоциклической ползучести от накопления деформации в сторону
внешней нагрузки (рис. 3.28), к ее возврату в противоположном направлении
(рис. 3.30). Указанный эффект может быть классифицирован как явление термоциклического возврата деформации.
На рис. 3.21 а, б показано, что с увеличением действующих напряжений
после термомеханической тренировки изменение деформации носит также реверсивный характер. Следует отметить, что после термомеханической тренировки деформация в целом существенно возрастает и достигает 3% (рис. 3.32, б)
На рис. 3.33 представлены зависимости деформаций, связанных с эффектами ПОП (а) и ЭПФ (б) от числа циклов. Из хода кривых видно, что первая
деформация в целом убывает, а вторая возрастает по мере термоциклирования.
Рис. 3.32 – Зависимости деформации от температуры при
термоциклировании для уровня напряжений τн = 150 МПа (а),
τн = 200 МПа (б), (образец тренирован при τтр = 200 МПа).
Кривые – 1, 2, 3, 4, 5 соответственно 1-й, 2-й, 5-й, 10-й, 15-й термоциклы
Кривые 1, 2, 3, 4 соответствуют напряжениям τн= 100, 150, 200, 250 МПа
(образец нетренирован); 5, 6, 7 соответствуют напряжениям τн = 100, 150, 200 МПа
(образец тренирован при γтр = 200 МПа).
84
Рис. 3.33 – Зависимости деформаций, обусловленных эффектами пластичности
обратного превращения (а) и памяти формы (б) от числа циклов.
Кривые 1, 2, 3, 4 соответствуют напряжениям τн= 100, 150, 200, 250 МПа
(образец нетренирован); 5, 6, 7 соответствуют напряжениям
τн= 100, 150, 200 МПа (образец тренирован при τтр = 200 МПа)
На рис. 3.34 показано влияние величины действующих напряжений на установившиеся значения деформаций – γпоп и γп из которых видно, что указанные
напряжения в целом увеличивают названные деформации. Важно отметить, что
предварительна термоциклическая тренировка по-разному влияет на формирование эффектов ПОП и ЭПФ. Если первый деформационный отклик уменьшается в результате предварительной термоциклической тренировки, то второй
увеличивается, что видно из сравнения кривых 1, 2 на рис. 3.34 а, б. Более конкретно влияние термоциклической тренировки на параметры эффекта реверсивного формоизменения представлено на рис. 3.35, где показано, что путем
термоциклической тренировки можно уменьшить γпоп примерно в два раза и во
столько же увеличить γп.
85
Рис. 3.34 – Зависимости установившихся значений деформаций обусловленных
эффектами пластичности обратного превращения (а) и памяти формы (б) от
касательных напряжений. Кривая 1 – образец не тренирован, 2 – для образца
тренированного при τтр = 200 МПа
Рис. 3.35 – Зависимости отношения установившихся значений деформаций,
обусловленных эффектами пластичности обратного превращения для тренированных
и не тренированных образцов (а) и памяти формы (б)
от величины τтр/τн при τтр = 200 МПа
86
3.3.2 Обратимое формоизменение в сплаве ТН–1 в разгруженном
состоянии после термоциклирования под постоянным касательным
напряжением при нагревании
Третий режим отличался от второго тем, что фиксированные значения
напряжений τН выдерживали на этапе нагревания, при охлаждении образец был
в свободном состоянии. Было проведено два этапа термомеханической обработки образца:
1) в течение 15 циклов под напряжениями при нагревании от 50 до 200 МПа
с шагом изменения напряжений τН в 50 МПа;
2) после термоциклирования согласно пункту 1 (τmax = 200 МПа), выполняли
по 10 циклов под напряжениями от 50 до 250 МПа с тем же шагом напряжений.
Типичные графики зависимости деформации от температуры при напряжениях более 100 МПа представлены на рис. 3.36.
Из хода кривых видно, что в процессе термоциклирования под нагрузкой
при нагревании наблюдали четко выраженный устойчивый эффект обратимого
реверсивного формоизменения. Он проявился в том, что на этапе нагревания в
начале цикла присутствовал рост деформации в сторону внешней нагрузки, а в
дальнейшем наблюдался возврат деформации.
Рис. 3.36 – Зависимости деформации от температуры при термоциклировании
для напряжений, действующих на этапе нагревания τН = 200 МПа
(1, 2, 3, 4, 5 соответственно 1-й, 2-й, 5-й, 10-й, 15-й термоциклы)
87
Следует отметить, что ни в одном из опытов не наблюдался деформационный отклик при охлаждении в свободном состоянии. Термоциклирование сопровождалось эффектом неизотермической ползучести, о чем свидетельствует
восходящий характер петель на рис. 3.36. После термомеханической обработки
образцы разгружали в аустенитном состоянии и термоциклировали без нагрузки через интервалы мартенситных переходов.
Экспериментальные данные показаны на рис. 3.37. Видим, что на первом
этапе нагревания наблюдается эффект (однократной) памяти формы (кривые 1
на рис. 3.37, а). При охлаждении, как и в первом опыте (после I режима обработки), наблюдается эффект обратимой памяти формы мартенситного типа:
восстановление деформации при нагревании и её накопление при охлаждении
(кривые 2 – 5 на рис. 3.37, б).
Рис. 3.37. Зависимость между угловой деформацией и температурой после
III режима обработки при термоциклировании в разгруженном состоянии (а),
более крупный масштаб для 2-5 термоциклов (б) [152]
При термоциклировании во 2 – 5 термоциклах наблюдаем уменьшение
величины обратимой памяти формы при нагревании (рис. 3.37) и наблюдаем
постепенный возврат деформации неизотермической ползучести, о чем свидетельствуют кривые на рис. 3.38.
Термоциклический возврат деформации представлен на рис. 3.39, где по
оси ординат представлена деформация, накопленная в процессе термоциклирования, а по оси абсцисс число термоциклов. Как следует из хода кривой, термоциклический возврат деформации протекает довольно интенсивно.
88
Рис. 3.38 – Зависимость величины ОПФ при нагревании (после III режима
обработки) от числа термоциклов в разгруженном состоянии (а), в более
крупном масштабе для 2 - 5 термоциклов (б)
Рис. 3.39 – Зависимости деформации от числа циклов при термоциклировании в разгруженном состоянии после третьего режима обработки [152]
Выводы по главе 3
Анализируя экспериментальные данные установлено, что для любого режима термоциклирования материал демонстрирует, необратимое формоизменение, направленное на увеличение общей деформации в сторону внешней
силы. Начиная с некоторого числа термоциклов, формоизменение становится
частично, а в случае низкого уровня действующих напряжений – полностью
обратимым.
89
В первом и втором режиме термоциклирования на этапах нагревания, начиная с некоторого цикла, реализуется эффект памяти формы с соответствующими
деформационными откликами γп, а на этапах охлаждения всегда имел место эффект пластичности прямого превращения, чему отвечают деформации γпп.
В третьем режиме испытания при охлаждении деформационных эффектов не обнаружено. Однако, на этапе нагревания, начиная с некоторого числа
термоциклов, обнаруживали устойчивый эффект реверсивного формоизменения (ЭРФ). ЭРФ отмечали два типа деформационных откликов: деформация,
направленная в сторону внешней нагрузки (условно – деформация пластичности обратного превращения γпоп) и деформация, направленная в направлении,
противоположном внешней нагрузке (условно – γп). Установлено, что все перечисленные деформационные отклики монотонно возрастают с ростом действующих напряжений. Однако их значение можно увеличить посредством
предварительной термоциклической обработки по любому из указанных режимов под напряжениями, превышающими исходное.
Выше сказанное свидетельствует, что предварительная термоциклическая
тренировка может приводить к многократному увеличению обратимой составляющей деформации. На необратимую составляющую деформации указанная
тренировка в полном соответствии с аналогичными данными для марганцемедных сплавов демонстрирует диаметрально противоположные действие, заметно
уменьшая последнюю.
Результаты исследований явления обратимой памяти формы в свободном
состоянии в сплаве ТН–1, инициированного предварительной термоциклической
обработкой при различных температурно-силовых режимах нагружения, позволяют сделать следующие выводы: эффект ОПФ сопровождается термоциклическим возвратом, величина которого за один термоцикл достигает 0,2%;
существует тип термоциклического возврата, реализуемый в виде восстановления деформации при нагревании и сохранения ее неизменной величины при охлаждении [152].
Для объяснения конкретных микромеханизмов деформации нет необходимости привлекать научные концепции, отличные от ранее изложенных в [85], где
в качестве одной из основных причин такого явления авторы называли фазовый
переход.
Полученные результаты могут быть учтены или использованы при расчетах
и проектировании температурных реле многоразового действия и других механизмов «мартенситного типа» сложного функционального назначения.
90
Глава 4. Работоспособность сплавов с каналами мартенситной
неупругости в условиях производства механической работы
В первой главе отмечалось, что среди многочисленных применений материалов с ЭПФ наибольший интерес представляет использование их в качестве
рабочего тела исполнительных механизмов тепловых двигателей. Для нормального функционирования такого изделия материалу необходимо сообщить свойство ЦПФ, т. е. способность к многократному изменению размеров (деформированию) в нагруженном состоянии. Явление ЦПФ достаточно хорошо изучено
для ряда материалов как в условиях кручения [1, 61, 66, 67, 79], так и при одновременном действии крутящего момента и продольной силы [170-172].
В последних работах материал термоциклировали через интервалы мартенситных переходов при одновременном действии нормальных и касательных
напряжений. В них показано, что в таких режимах испытания касательные и
нормальные напряжения подавляют соответственно осевую и сдвиговую составляющие обратимой деформации. Однако режимы термоциклирования в
указанных публикациях не приводят к производству механической работы, так
как уровень напряжений не меняется в процессе теплосмен и положительная
работа, получаемая на этапе нагревания при реализации ЭПФ, полностью уничтожается на этапе охлаждения в ходе ППП.
С практической точки зрения наибольший интерес представляет случай,
когда напряжение, действующее на этапе нагревания, выше последнего при охлаждении. В [64, 74] показано, что в таком режиме сплавы Mn–Cu и Ti–Ni–Cu
способны производить положительную работу при термоциклировании материала через интервалы мартенситных переходов в условиях кручения. В этой
главе обобщены экспериментальные данные по влиянию различных факторов
на энергетические характеристики сплавов с памятью формы.
4.1 Влияние осевого деформирования на работоспособность
никелида титана в условиях кручения
Ниже приведены данные исследования влияния осевого деформирования
на работоспособность никелида титана в условиях кручения. В качестве объекта изучения был выбран сплав ТН–1 с температурами мартенситных переходов
Мн = 326 К, Мк = 298 К, Ан = 390 К и Ак = 488 К. Основные результаты экспериментов представлены на рис. 4.1 – 4.2. На рис. 4.1, а схематически представ91
лена зависимость сдвиговой деформации от температуры для произвольного
рабочего термоцикла. Кривые 1 → 2 соответствуют нагреванию через интервал
обратного мартенситного перехода под постоянным напряжением – τН, 2 → 3 –
изотермической разгрузке в аустенитном состоянии от напряжения τН до напряжения τ0, 3→ 4 – охлаждению через интервал прямого мартенситного перехода, под напряжением τо, 4 → 5 – изотермической догрузке в мартенситном
состоянии от τ0 до τН. Схеме в координатах γ – Т (рис. 4.1) а, соответствует диаграмма в пространстве τ – γ (рис. 4.1, б) из которой видно, что работа за весь
термоцикл может быть найдена, как сумма положительной работы на этапе
1→ 2→ 3 и отрицательной – на этапе 3→ 4→ 5.
Сказанное выше можно записать в виде формулы (4.1):
А = τ нγ п + (τ н + τ о )γ А / 2 − τ oγ пп − (τ н + τ о )γ м / 2 =
= τ нγ п − τ оγ пп + (τ н + τ о )(γ А − γ м ) / 2,
(4.1)
где γП и γПП – деформации на этапах нагревания и охлаждении, а γА и γМ – деформации, обусловленные соответственно изотермическими догрузками в аустенитном и мартенситном состояниях.
Рис. 4.1 – Схематическая зависимость сдвиговой деформации от температуры (а),
схема нагружения в координатах τ – γ (б)
На рис. 4.2 представлены зависимости удельной работоспоспособности
сплава от числа теплосмен при термоциклировании через интервалы мартенситных переходов в условиях кручения под напряжениями на этапах нагревания и охлаждения τН = 88 МПа и τ0 = 25 МПа соответственно. Области – 1, 5,
92
7, 9, 11, 14 – без осевых нагрузок; 2, 3 – изотермическое растяжение до 45 (2)
и 90 МПа (3) и разгрузка в мартенситном состоянии (в точке 1 на рис. 4.1, а);
4, 6, 8, 10, 13 – термоциклирование через интервалы мартенситных переходов
под постоянным растягивающем напряжением – (4, 6) – σ = 45 МПа; (8,10, 13)
– σ = = 90 МПа; 12 – растягивающее напряжение σ = 90 МПа действует лишь
на этапе нагревания; 15 – растягивающее напряжения σ = 90 МПа действует
лишь на этапе охлаждения.
Рис. 4.2 – Зависимости работоспобности никелида титана при кручении в
условиях действия осевых нагрузок
Кривая рис. 4.2 свидетельствует о том, что изотермическое деформирование сплава не оказывает существенное влияние на ход кривой (обл. 2 и 3). Термоциклирование при растягивающем напряжении через интервалы
мартенситных переходов оказывает следующее влияние на работоспособность
материала: в первом термоцикле происходит некоторое увеличение работоспособности (при σ = 45 МПа на 2-3%, границы областей – 3 и 4; 5 и 6; а также при
σ = 90 МПа на 10-20%, границы областей – 7 и 8; 9 и 10; 12 и 13). При последующем термоциклировании наблюдается заметное уменьшение работоспособности материала в процессе теплосмен. При σ = 45 МПа на 20% за 10
термоциклов – (область 4), на 12% за 5 термоциклов (область 6). При σ = 90 МПа
на 55-65% за 5 циклов – (области 8, 10 и 13).
93
Действие растягивающего напряжения только лишь на этапе нагревания
не оказывает существенного влияния на величину работоспособности (область 12). Однако, если растягивающие напряжения действуют только на этапе
охлаждения, то материал ведет себя качественно также, как и при действии последних в процессе всего термоцикла. В первом цикле происходит некоторое
увеличение работоспособности примерно на 12%, а при последующем термоциклировании – ее уменьшение приблизительно на 43% (область 15).
Таким образом, наличие больших по величине растягивающих напряжений в
процессе термоциклирования или при охлаждении в состоянии подавить способность металла совершать полезную механическую работу в условиях кручения.
4.2 Влияние кручения на работоспособность никелида титана
при растяжении
В предыдущем параграфе рассмотрено влияние осевого деформирования
на работоспособность никелида титана при кручении. Показано, что действие
осевых нагрузок в процессе термоциклирования, а также и на этапе охлаждения, приводит к заметному снижению работоспособности материала в режиме
кручения. В настоящем параграфе приведены экспериментальные данные исследований влияния кручения на закономерности поведения никелида титана в
условиях производства механической работы при растяжении.
Исследовали сплав ТН–1, температуры мартенситных переходов которого
указаны в предыдущем параграфе. На рис. 4.3, а схематически представлена зависимость осевой деформации от температуры для произвольного рабочего
термоцикла. Кривая 1 → 2 соответствует нагреванию через интервал обратного
мартенситного перехода под постоянным нормальным напряжением σН. Отрезок 2 → 3 относится к изотермической разгрузке в аустенитном состоянии от
напряжения σН до σ0. Кривая 3 → 4 отвечает охлаждению через интервал прямого мартенситного перехода под напряжением σ0. Наконец, отрезок 4 → 5 относится к изотермической догрузке в мартенситном состоянии от σ0 до σН.
Работу А за один термоцикл по аналогии с формулой (4.1) вычисляли через соотношение (4.2):
А = σ нε п − σ оε пп + (σ н + σ о )(ε А − ε м ) / 2 ,
(4.2)
где εП и εПП – составляющие деформаций на стадиях нагревания и охлаждения,
εА, εМ – деформации, обусловленные изменением напряжений в аустенитном и мартенситном состояниях.
94
Рис. 4.3 – Зависимость осевой деформации от температуры (а),
схема нагружения в координатах σ − ε (б)
На рис. 4.4 представлена зависимость удельной работоспособности от
числа теплосмен N при термоциклировании через интервалы мартенситных переходов, при растягивающих напряжениях на этапах нагревания и охлаждения,
равных ссотвественно σН = 152,7 МПа и σ0 = 43,3 МПа. В области, отмеченной
цифрой 1, нагревы и охлаждения осуществляли для металла в исходном состоянии. Как и обычно, удельная работа здесь нарастала с числом циклов. По
истечении 20 термоциклов образец нагружали в мартенситном состоянии (отвечающем точке 1 на рис. 4.3) касательным напряжением 26 МПа и тут же разгружали, а затем продолжали нагревы и охлаждения при прежнем режиме по
компонентам растягивающих напряжений (область 2). Видно, что предварительный чистый сдвиг не вызвал какой-либо особой реакции металла. Он не
оказал воздействия и тогда, когда процедуру кручения на 30-м термоцикле произвели путем приложения большего касательного напряжения (52 МПа), а затем вновь продолжили термоциклирование (область 3). В области – 4 нагревы и
охлаждения производили в присутствии постоянно действующего касательного
напряжения 26 МПа, а в области 5 – после удаления этого напряжения. Точно
так же и в области 6 действовало касательное напряжение 26 МПа, а в 7 его не
было. Видно, что наличие второй компоненты напряжения практически не сказалось на величине удельной работы. Далее, в областях 8 и 10, металл термоциклировали под сдвиговым напряжением 52 МПа, а в областях 9 и 11 – без
него. При таком воздействии наложение сдвигового напряжения могло приводить к постепенному снижению работоспособности металла, а снятие – к ее восстановлению по мере нарастания числа циклов.
95
В последующем эксперимент видоизменили: в области 12 сдвиговое напряжение 52 МПа сохраняли лишь на этапе нагревания, что почти не влияло на
производимую работу. Когда же после этого оно присутствовало на всех этапах
нагрева и охлаждения, работа постепенно уменьшалась с каждым термоциклом
(область 13). Ее высокий уровень восстанавливался, если касательное напряжение устраняли вовсе (область 14). Наконец, если сдвиговое напряжение 52 МПа
прикладывали только во время охлаждения, работа, совершаемая растягивающими напряжениями, снижалась по мере термоциклирования (область 15).
Рис. 4.4 – Зависимость работоспособности никелида титана от числа
термоциклов при растяжении в условиях действия касательных напряжений
Таким образом, наличие больших по величине сдвиговых напряжений в
состоянии значительно подавить способность металла совершать механическую работу по компонентам растягивающих напряжений. Опасным в этом
плане является не вообще присутствие сдвиговых напряжений, а, главным образом, их наличие на стадии охлаждения.
Выше приведенные данные хорошо согласуются с наблюдениями в [173],
где было обнаружено, что растягивающие напряжения подавляют работоспособность, совершаемую по компоненте сдвига. Что касается причин исследованного явления, то они понятны в свете данных работ [155, 170, 172], в
которых установлено подавление эффекта циклической памяти формы «второй» компонентой напряжений.
96
4.3 Влияние вида напряженного состояния на поведение никелида
титана в условиях производства механической работы
Материал нагружали до состояния, характеризуемого интенсивностью SH, и
нагревали через интервал обратного мартенситного перехода до аустенитного состояния, где его разгружали до S0 и охлаждали до исходной температуры (рис. 4.5).
Такое термоциклирование продолжали до тех пор, пока интенсивности
обратимых составляющих деформаций – εп и γп , а так же εпп и γпп деформаций
принимали независящие от числа циклов значения. Точки ВН и В0 отвечают
растяжению, точки Сн и Со – совместному растяжению с кручением и точки Dн
и Dо – кручению.
Рис. 4.5 – Схемы нагружения
На рис. 4.6, а представлена схема, иллюстрирующая кинетику поведения
указанного сплава в установившемся цикле.
В настоящем разделе сделана попытка выявить наиболее общие закономерности поведения сплава ТН-1 в условиях производства механической работы при разных видах напряженного состояния. Исследования выполнены при
трех режимах нагружения: растяжение, совместное растяжение с кручением и
кручение. Для второго режима испытания нормальные и касательные напряжения задавали, исходя из соотношения σ = 3τ .
97
Рис. 4.6 – Схема поведения сплава в установившемся цикле (а),
общая схема нагружения (б)
В данных исследованиях интенсивность касательных напряжений S и интенсивность сдвиговой деформации Г определялись по формулам:
σ2
+τ 2 ;
(4.3)
Г = γ 2 + 3ε 2 .
(4.4)
S=
3
Испытания осуществляли для четырех наборов параметров S0 и SH – 12,5 и
50,0 МПа (1); 25,0 и 100,0 МПа (2); 37,5 и 150,0 МПа (3); 50,0 и 200,0 МПа (4),
чему отвечала разность ∆S = S0 – SH соответственно: 37,5; 75,0; 112,5 и 150 МПа.
Согласно (4.4), находим ГП, ГПП, ГА, ГМ – интенсивности деформаций
сдвига, связанные с ее возвратом при нагревании, накоплением при охлаждении, разгрузкой в аустенитном и догрузкой в мартенситном состояниях.
Схеме в координатах ε, γ – Т (рис. 4.6, а) соответствует схема в координатах
σ – ε, τ – γ (рис. 4.6, б). Работоспособность материала за весь термоцикл находили как сумму выражений (4.1) для сдвиговой и (4.2) для осевой составляющих деформаций.
При интерпретации графического материала на рис. 4.7 – 4.11 использовали следующие обозначения: кривая 1– растяжение, 2 – совместное растяжение с кручением, 3 – кручение. Кривые 4 и 5 – относятся ко второму режиму
испытания при условии, что при вычислении величины интенсивности сдвиговой деформации ГП, ГПП, ГА, ГМ и удельной работоспособности А полагали γ = 0
(кривая 4) и ε = 0 (кривая 5). Очевидно, кривые 4, 5 отвечают значениям ука-
98
занных величин, обусловленным только растяжением (4) или кручением (5) при
условии совместного действия растягивающих сил и крутящего момента.
Рис. 4.7 – Зависимость интенсивности сдвиговой деформации ГП
при нагревании от числа термоциклов для ∆S = 75,0(а) и 150,0 (б) МПа
Из хода кривых рис. 4.7 а, б видно, что в большинстве случаев ГП монотонно возрастает с числом циклов, обнаруживая некоторую тенденцию к насыщению, как правило, при 20-30 циклах.
Анализируя указанные кривые, можно заметить следующее. Для всех
уровней интенсивности касательных напряжений кривые 4 лежат выше соответствующих кривых 5. Такой результат, вообще говоря, является неожиданным и свидетельствует о том, что при совместном действии касательных и
нормальных напряжений (при условии равенства их интенсивностей) вклад в
формирование интенсивности ГП больше от растяжения, чем от кручения. Указанная тенденция наблюдается и при независимых нагружениях растяжением и
кручением, что видно из сравнения кривых 1 и 3. Отметим также и то обстоятельство, что кривые для режима 2 находятся, как правило, между кривыми, отвечающими режимам 1 и 3.
Перечисленные закономерности справедливы и для зависимостей интенсивностей деформаций ГПП от числа циклов (рис. 4.8). Здесь, наряду с возрастанием интенсивности ГПП от числа циклов, имеет место и ее убывание уже в
первых циклах, например, кривая 3 на рис. 4.8, б. Данный результат не является
неожиданным и согласуется с аналогичными данными для марганцемедных
сплавов [46]. Наряду с неизотермическими этапами производства механической
работы – 1→2, 3→4 имеются изотермические участки термоцикла 2 → 3, 4 → 5,
для которых определяли ГА и ГМ.
99
Рис. 4.8 – Зависимости интенсивности сдвиговой деформации ГПП от числа
термоциклов для ∆S = 75,0 (а) и 150,0 (б) МПа
Для указанных кривых на рис. 4.9, 4.10 в подавляющем большинстве случаев прослеживаются отмеченные выше закономерности, те же, что и для зависимостей ГП и ГПП от числа циклов на рисунке 4.7, 4.8.
Рис. 4.9 – Зависимости ГА для ∆S = 75,0 (а) и 150,0 (б) МПа
Здесь также кривые 4 находятся выше кривых 5, а кривые 2 чаще всего
находятся между кривыми 1 и 3. Учитывая изложенное выше, а также выражения 4.1 4.2, легко понять, что подобные тенденции будут иметь место и для зависимости удельной работоспособности материала от числа циклов.
100
Рис. 4.10 – Зависимости ГМ от числа термоциклов для ∆S =75,0 (а) и 150,0 (б) МПа
Сказанное иллюстрируется на рис. 4.11. В целом можно сделать следующие
выводы. Для производства механической работы из трех исследованных режимов
наибольшая работоспособность достигается при растяжении, промежуточная – при
действии осевых нагрузок и крутящего момента, наименьшая – при кручении. Кроме того, при совместном действии растягивающей силы и крутящего момента при
условии выполнения σ = 3 τ «вклад» в деформационные характеристики и работоспособность материала больше от растяжения, чем от кручения.
Рис. 4.11 – Зависимость работы от числа термоциклов для ∆S = 75,0 (а) и 150,0 (б) МПа
Тщательный анализ результатов работы [174] позволил обнаружить достаточно сильное влияние вида напряженного состояния на величину удельной
работоспособности сплава ТН–1.
На рис. 4.12, а приведены экспериментальные годографы, подтверждающие это утверждение.
101
Рис. 4.12 – Экспериментальные годографы удельной работоспособности А при
SH = 100 и S0 = 25 МПа (1) и SH = 150 и S0 = 37,5 МПа (2).
∆S = SH – S0 (а) – зависимость установившихся к 20 циклу значений
работоспособности от разности интенсивностей для растяжения (1),
совместного растяжения с кручением (2) и кручения (3)
Кривая – 1 отвечает ∆S = 75,0 МПа, а кривой – 2 соответствует
∆S = 112,5 МПа. Из хоа кривых видно, что работоспособность при растяжении
примерно в два раза выше, чем при кручении при небольших величинах разности интенсивности на этапах нагревания и охлаждения и становится практически одинаковой при возрастании разности интенсивностей (рис. 4.12, б).
При варьировании испытуемых образцов в некоторых случаях наблюдали
падение реального предела прочности, чему соответствует на годографе пунктирная линия.
4.4 Влияние температурно-силового режима
термомеханического воздействия на энергоемкость никелида титана
Тщательный анализ исследований, представленных ранее, позволяет говорить о том, что при термоциклировании материалов с каналами мартенситной неупругости через интервалы мартенситных переходов формируется
эффект многократнообратимой памяти формы, который играет основополагающую роль при производстве механической работы. Было установлено, что
если в процессе термоциклирования напряжения нагрева превосходят напряжения охлаждения, то возможно получение положительной механической работы,
102
т. е. данное термомеханическое устройство, может выступать в роли мартенситного преобразователя тепловой энергии в механическую работу.
Под обратимым эффектом памяти формы (ОПФ) принято понимать явление самопроизвольного многократнообратимого формоизменения материала в
процессе термоциклирования в интервале температур МП [164]. ОПФ можно
сформировать либо путем изотермического деформирования материала, либо
при деформировании под нагрузкой при охлаждении. Известно, что на величину самопроизвольной деформации оказывают влияние такие факторы, как температура деформации, значения остаточной деформации, скорость изменения
температуры, предварительное термомеханическое воздействие.
Как показали эксперименты, для никелида титана эквиатомного состава
после любого деформирования возникает ОПФ, следовательно, данный материал практически всегда в той или иной мере можно использовать в качестве преобразователя механической энергии.
При создании циклических тепловых машин с рабочим телом из сплава с
эффектом памяти формы важную роль играет ОПФ. В таких аппаратах механическая энергия создается за счет восстановления формы при нагревании, причем сплав восстанавливает форму против внешней нагрузки. Для повторного
срабатывания рабочего элемента необходимо произвести деформирование его
на определенную величину, что требует затрат механической энергии и отрицательно сказывается на общем энергетическом балансе. Благодаря ОПФ, можно
избежать этих потерь, за счет самопроизвольного деформирования. Этот эффект был обнаружен для сплавов Ti–Ni и Cu–Mn [107, 175].
Влияние термомеханического воздействия на ОПФ, реализуемую под нагрузкой в сплаве ТН–1, изучали в работах [154, 158]. Было установлено, что
термомеханическая обработка может приводить к многократному увеличению
ОПФ. В работе [58] для медномарганцевых сплавов было показано, что эффект
«обработки», проявляющийся в мартенситных двигателях, очень велик и полезная работа за цикл становится максимальной именно при полном снятии нагрузки с рабочего элемента в ходе его охлаждения. Там же было установлено,
что наибольший интерес с практической точки зрения представляют такие режимы термоциклирования, при которых напряжения, действующие на этапе нагревания, выше напряжений, действующих на этапе охлаждения. При таких
режимах материалы с эффектом памяти формы способны производить положительную работу при термоциклировании через интервалы температур МП. Существенное влияние предварительного термомеханического воздействия на
энергоемкость сплава Cu–88%Mn показано в работе [148]. Подобные исследо103
вания проводились для сплава Ti–Ni–Cu и были получены аналогичные результаты. Энергоемкость сплава Ti–Ni–Cu примерно в 10 раз превосходила энергоемкость сплава Cu–88%Mn [68].
В связи с вышесказанным, целесообразно предположить, что на работоспособность никелида титана предварительная термомеханическая обработка
оказывает существенное влияние. Исследованию данного вопроса посвящен
данный раздел.
Эксперимент проводили для двух режимов термомеханического воздействия:
– I режим – соотношение между напряжениями ТМО кратно соотношению между рабочими напряжениями;
– II режим – напряжения ТМО на этапе нагрева и охлаждения оставались
постоянными, превосходящими рабочие напряжения.
Удельную работу материала определяли по формуле 4.1. Исследования
проводили на сплошных цилиндрических образцах из сплава ТН-1 с длиной и
диаметром рабочей части соответственно 33 и 4 мм. Перед испытанием образцы отжигали при температуре 5500С в течение 1 часа с последующим охлаждением до комнатной температуры. Характеристики температурных
мартенситных переходов (ХТМП) были выбраны так, что сплав при комнатной
температуре находился в мартенситном состоянии, он и составили: МН = 350 К,
МК= 300 К, АН = 360 К, АК = 420 К. Схема испытаний представлена на рис. 4.13.
Рис. 4.13 – Схема испытаний: при соотношении τн/τо = 4 (а),
при соотношении τн/τо = 1,5 (б)
Опыты проводили по следующему сценарию: образцы нагружали в мартенситном состоянии до некоторого уровня касательных напряжений τН
(рис. 4.13, прямая 1 – 2). Затем, не меняя напряжения, образец нагревали через
интервал обратного мартенситного перехода до аустенитного состояния
104
(рис. 4.13, прямая 2 – 3). В аустенитном состоянии образец разгружали до касательных напряжений τО (рис. 4.13, прямая 3 – 4), оставляя их неизменными,
производили охлаждение до температур ниже МК (рис. 4.13, прямая 4 – 5). В
охлажденном состоянии образец снова догружали до τН и повторяли термоцикл
по вышеописанной схеме до тех пор, пока материал не начинал демонстрировать стабильные значения γП и γПП. Затем образец термоциклировали в течение
10-15 циклов по одному из заданных режимов под напряжениями τН,тмо и τО,тмо
на этапах нагревания и охлаждения. После вышеописанной обработки, возвращались к термоциклированию при рабочих напряжениях и определяли деформационные отклики при нагревании, охлаждении, при догрузке в мартенситном
и разгрузке в аустенитном состояниях. Удельную работоспособность для обработанных и необработанных образцов определяли по формуле (4.1) [176].
4.4.1 Энергоемкость никелида титана после термоциклирования под
напряжениями, кратными рабочим (I режим обработки)
В настоящем параграфе рассмотрено влияние режима ТМО, при котором
напряжения обработки кратны рабочим напряжениям, т. е. обработка проводилась при соотношении напряжений τн/τо = 4, но напряжения обработки всегда
превосходили рабочие напряжения в несколько раз, т. е. (τн/τо)тмо = n(τн/τо)раб.
Испытания проводили согласно схеме, представленной на рис. 4.13, а.
Значения напряжений ТМО и рабочих напряжений для каждого опыта представлены в таблице 4.1.
Таблица 4.1 – Значения напряжений для различных режимов обработки
№
Отношение
опыта n = τтмо/ τраб
1
2
3
4
5
6
7
0
2
3
4
0
1,5
2
Напряжения ТМО (МПа)
нагрев τН
охлаждение τО
0
100,0
150,0
200,0
0
150,0
200,0
0
25,0
37,5
50,0
0
37,5
50,0
105
Рабочие напряжения
(МПа)
нагрев τН охлаждение τО
50,0
50,0
50,0
50,0
100,0
100,0
100,0
12,5
12,5
12,5
12,5
25,0
25,0
25,0
Типичные графики зависимости деформации от температуры для необработанных образцов показаны на рис. 4.14.
Рис. 4.14 – Зависимость деформации от температуры для необработанного образца
при рабочих напряжениях 50,0 МПа и 12,5 МПа;
2,3,4,5,6 – номер термоцикла соответственно
Графики зависимости удельной работы сплава от числа циклов после
первого режима обработки для рабочих напряжениях 50,0 МПа и 12,5 МПа
представлены на рис. 4.15.
Рис. 4.15 – Зависимость удельной работы от числа циклов для рабочих напряжений
τН = 50,0МПа и τО = 12,5МПа: (а) образец не обработан; образец обработан при
n = 2 (б); образец обработан при n = 3 (в); образец обработан при n = 4 (г) [177]
106
Анализируя зависимости рис. 4.15, можно отметить следующее: с увеличением числа циклов энергоемкость уменьшается и стабилизация значений
удельной работы наступает после пятого термоцикла, поэтому среднее значение удельной работы считали для последних пяти термоциклов. Очевидно, что
при данном режиме ТМВ возможно увеличение энергоемкости сплава ТН-1 более чем в четыре раза.
Максимальный результат повышения энергоемкости сплава достигается
при напряжениях ТМО в три раза превышающих рабочие, т. е. τтмо = 3τраб. Этот
факт проиллюстрирован на рис. 4.16, где по оси ординат отложено среднее значение удельной работы для установившихся циклов, а по оси абсцисс значение
n = τтмо/τраб.
Рис. 4.16 – Зависимость среднего значения удельной работы от числа n = τ тмо / τраб
после I режима обработки: для рабочих напряжений τН = 50,0, τО = 12,5 МПа
Типичные графики зависимости деформации от температуры для необработанных образцов при рабочих напряжениях 100 – 25 МПа показаны на рис. 4.17.
Рис. 4.17 – Зависимость деформации от температуры для необработанного
образца при рабочих напряжениях 100,0 МПа и 25,0 МПа
107
Графики зависимости удельной работы сплава от числа циклов для первого режима обработки при рабочих напряжениях 100,0 МПа и 25,0 МПа представлены на рис. 4.18.
Рис. 4.18 – Зависимость удельной работы от числа циклов для рабочих напряжений
τН = 100,0 МПа и τО = 25,0 МПа: кривая 1 – образец не обработан;
кривая 2 – образец обработан при n = 1,5; кривая 3 – образец обработан при n = 2
Очевидным оказывается тот факт, что увеличение напряжений ТМО приводит к росту энергоемкости сплава. Значения удельной работы стабилизируются после третьего термоцикла. Среднее значение удельной работы также
увеличивается с ростом напряжений ТМО. Это проиллюстрировано на
рис. 4.19. Увеличение работоспособности при данном виде обработки возможно почти в 1,5 раза.
Рис. 4.19 – Зависимость среднего значения удельной работы от числа n = τтмо / τраб
после I режима обработки: для рабочих напряжений τн =100,0, τо = 25,0 МПа
108
4.4.2 Энергоемкость никелида титана после обработки под постоянными
напряжениями нагрева и охлаждения (II режим обработки)
В настоящем параграфе рассмотрено влияние режима обработки, при котором напряжения ТМО оставались постоянными на этапе нагрева и охлаждения, а напряжения обработки всегда превосходили рабочие напряжения в
несколько раз.
Опыты проводили по следующей схеме. Образцы после отжига и предварительной проверки на наличие остаточных деформаций испытывали при рабочих напряжениях, определяя значение удельной работы для исходных
(необработанных) образцов. Затем образцы проходили термомеханическую обработку: их нагружали в мартенситном состоянии до уровня напряжений ТМО
и термоциклировали через интервалы мартенситных переходов в течение 10
термоциклов. После обработки образцы разгружали и испытывали при рабочих
напряжениях по схеме, описанной в 4.4 на рис. 4.13.
Значения напряжений для режимов испытаний при соотношениях
τн/τо = 4 и τн/τо = 1,5 представлены в таблице 4.2.
Таблица 4.2 – Значения напряжений для II режима обработки
Отношение
рабочих
напряжений
τН / τО
Режим
обработки
4
II
1,5
II
Напряжения ТМО
(МПа)
нагрев, охлаждение,
τО
τН
Рабочие напряжения
(МПа)
нагрев, охлаждение, τО
τН
300,0
300,0
100,0
25
300,0
300,0
350,0
300,0
350,0
300,0
350,0
300,0
300,0
350,0
300,0
350,0
300,0
350,0
200,0
50
75,0
50,0
150,0
100,0
225,0
150,0
Экспериментальные данные для соотношения рабочих напряжений нагрева и охлаждения τн/τо = 4 представлены на рис. 4.20.
109
Рис. 4.20 – Зависимость работы от числа термоциклов для рабочих напряжений
τН = 100,0 МПа и τО = 25,0 МПа (а,б) и τН = 200,0 МПа и τО = 50,0 МПа (в,г):
образец не обработан (а, в); после II режима обработки (б, г) [177]
Из хода кривых видно, что данный вид обработки не оказывает влияния на
величину удельной работы для рабочих напряжений τН = 100,0, τО = 25,0 МПа.
Среднее значение удельной работы остается неизменным до и после обработки и
равно примерно 3 Мдж/м3.
Для рабочих напряжений τН = 200,0 МПа и τО = 50,0 МПа, наблюдается
влияние предварительной ТМО. Среднее значение удельной работы возрастает
в 1,5 раза. Стабилизация удельной работы наступает к пятому термоциклу.
Экспериментальные данные для соотношения рабочих напряжений нагрева и охлаждения τн/τо = 1,5 представлены на рис. 4.21, 4.22, 4.23.
Исследования показали, что для рабочих напряжений τН = 75,0 МПа и
τО = 50,0 МПа термомеханическая обработка под постоянными напряжениями
нагрева и охлаждения позволяет увеличить работоспособность материала в 1,5
раза (рис. 4.21).
Анализ зависимостей, представленных на рис. 4.22 и 4.23, позволяет сделать вывод, что данный режим термомеханического воздействия существенно
влияет на величину энергоемкости сплава ТН–1, увеличивая работоспособность
более чем в четыре раза [178]. Повышение напряжений ТМВ не приводит к заметному повышению энергоемкости сплава ТН–1.
110
Рис. 4.21 – Зависимости работы от числа термоциклов для рабочих напряжений
τН = 75,0 МПа и τО = 50,0 МПа образец не обработан (а); напряжения обработки
300,0 МПа (б); напряжения обработки 350,0 МПа (в) [177]
Рис. 4.22 – Зависимости работы от числа термоциклов для рабочих напряжений
τН = 150,0 МПа и τО = 100,0 МПа: образец не обработан (а); напряжения обработки
300 МПа (б); напряжения обработки 350 МПа (в) [177]
111
Рис. 4.23 – Зависимости работы от числа термоциклов для режима нагружения
τН = 225,0 МПа и τО = 150,0 МПа: образец не обработан (а); напряжения обработки
300 МПа (б); напряжения обработки 350 МПа (в) [177]
Данный режим ТМО существенно влияет на работоспособность сплава
при рабочих напряжениях, превышающих 100 МПа. Об этом свидетельствуют
данные графика на рис. 4.24. Кривая 1 соответствует среднему значению удельной работы для рабочих напряжений τН = 75,0 МПа и τО = 50,0, кривая 2 показывает среднее значение удельной работы для рабочих напряжений τН = 150,0 МПа
и τО = 100,0; кривая 3 – для рабочих напряжений τН = 225,0 МПа и τО = 150,0.
Рис. 4.24 – Зависимость среднего значения удельной работы от напряжений
обработки: кривая 1 – для рабочих напряжений τН = 75,0 МПа и τО = 50,0; кривая 2 – для рабочих напряжений τН = 150,0 МПа и τО= 100,0; кривая 3 – для рабочих
напряжений τН = 225,0 МПа и τО = 150,0
112
Выводы по главе 4
Многочисленные экспериментальные исследования позволяют заключить следующее, что разработаны методы термосилового воздействия на материалы с целью эффективного управления их деформационными и
энергетическими характеристиками в условиях реализации ЦПФ при сложном
напряженном состоянии.
Сплавы Ti–Ni, Ti–Ni–Cu, Cu–Al–Mn и Mn–Cu, независимо от конкретного
вида микродеформации, способны демонстрировать заметный эффект циклической памяти формы при термоциклировании через интервалы мартенситных
переходов в условиях одновременного действия нормальных и касательных напряжений. При нагревании эффект ЦПФ проявляется в виде ЭПФ в направлениях, противоположных действующим нагрузкам. При охлаждении наблюдали
ППП, т. е. накопление деформаций в сторону внешних сил. На характер реализации ЦПФ существенное влияние оказывает вид напряженного состояния.
Установлено, что действие нормального и касательного напряжений при
термоциклировании через интервалы мартенситных переходов подавляет обратимые составляющие соответственно сдвиговой и осевой деформации. Интенсивность сдвиговой деформации – Г, обусловленная обратимыми
составляющими γ и ε, неоднозначно определяется интенсивностью касательных напряжений S. Кроме S на Г оказывает существенное влияние параметр
Надаи – Лоде – χσ. Причем Г монотонно возрастает при изменении значения χσ
от 0 до –1, т. е. при плавном переходе от чистого кручения к чистому растяжению. Иными словами, при S = const минимальное значение интенсивности
сдвиговой деформации Г достигается при чистом кручении, а максимальное –
при растяжении.
При термоциклировании материалов через интервалы мартенситных переходов во всех случаях наблюдали явление термоциклической ползучести – т. е.
одностороннее накопление деформации от цикла к циклу в сторону действующих нагрузок. По истечении некоторого числа теплосмен величина накопления
деформации за один цикл стабилизируется и в дальнейшем практически не зависит от их числа. Увеличение нормальных и касательных напряжений приводит к
возрастанию скорости термоциклической ползучести (незамкнутости термомеханического гистерезиса за один цикл) в установившихся циклах, соответственно по осевой и сдвиговой деформациям.
Перечисленные выше закономерности, характерные для поведения металлов при теплосменах под постоянными напряжениями, оказываются спра113
ведливыми и для термоциклирования материалов в условиях производства механической работы.
Таким образом, и в этом случае наиболее благоприятным условием для
деформирования материала является режим растяжения, а наименее – кручения. Наибольшая работоспособность достигается при растяжении, минимальная – при кручении, промежуточная – при совместном действии осевых
нагрузок и крутящего момента. Растягивающие напряжения подавляют работоспособность (энергоемкость) материалов при кручении. Аналогичное «перекрестное» действие на работоспособность при растяжении оказывают и
касательные напряжения.
Показано, что термоциклическая тренировка под постоянным напряжением противоположного знака к рабочему приводит к некоторому ограничению
установившегося значения скорости термоциклической ползучести.
Установлено, что для повышения работоспособности материала ТН–1
существуют эффективные режимы термомеханической обработки:
• для рабочих циклов, напряжения которых не превосходят 100 МПа – режим обработки кратен рабочему режиму;
• для рабочих циклов, напряжения которых превышают 100 МПа, обработка при постоянных напряжениях нагрева и охлаждения;
Показано, что данные режимы ТМО позволяют увеличить работоспособность более чем в четыре раза [177].
Из приведенного выше следует, что, используя различные термосиловые
режимы ТМО, можно варьировать значения удельной работы сплава ТН–1.
Данный факт должен найти применение при проектировании силовых функциональных механизмов многоразового действия.
114
Глава 5. Циклическая память формы при сложном нагружении
5.1. Циклическая память формы и термоциклическая ползучесть сплава
Mn–37,5%ат.%Cu в условиях сложного нагружения
Исследовали эффекты циклической памяти формы и термоциклической
ползучести сплава Mn–37,5%Cu при одновременном кручении и растяжении.
Применяли сплошные цилиндрические поликристаллические образцы, изготовленные из литых заготовок, которые не подвергались предварительной термообработке. Режимы испытания в координатном пространстве σ – τ отмечены на
рис. 5.1 точками пересечения лучей, исходящих из начала координат и дуг окружностей I и II, отвечающих равным уровням интенсивностей касательных
напряжений. Точки, расположенные на луче 01, соответствуют опытам при
кручении, 05 – растяжении, 02, 03, 04 – при одновременном растяжении и кручении для различных отношений σ/τ = 1.0; 1.7; 3.1. Эти соотношения выбраны
таким образом, что вклад нормальных напряжений в квадрат интенсивности
1/4, 1/2 и 3/4 соответственно для точек на лучах 02, 03 и 0,4.
Для уточнения характера ряда зависимостей было дополнительно испытано три образца. Два из них при интенсивности S = 140 МПа с соотношением
σ/τ, равным 0,70 и 0,33. А третий образец подвергали чистому растяжению при
S = 170 МПа (σ = 294 МПа). Значения напряжений для этих испытаний приведены в табл. 5.1.
Рис. 5.1 – Схема, поясняющая условия испытаний в основных режимах:
01 – σ/τ = 0; 02 – σ/τ =1; 03 – σ/τ =
115
3 ; 04 – σ/τ = 3; 05 – σ/τ = ∞
Таблица 5.1 – Условия испытаний в трех дополнительных режимах
S= 140 МПа
S = 170 МПа
σ, МПа
τ, МПа
σ, МПа
τ, МПа
0,7
91
130
–
–
1,3
145
–
112
–
294
0
σ/τ
∞
Опыты выполняли по следующей схеме: образец, находящийся в мартенситном состоянии (Мк = 305 К), нагружали при 293 К в соответствии с одним из
описанных режимов. Затем, не устраняя напряжений, его нагревали до 573 К, т.
е. до аустенитного состояния (Ак = 400 К). Далее, не снимая нагрузки, материал
охлаждали и нагревали в указанном интервале температур до тех пор, пока характеристики ЦПФ и термоциклической ползучести (ТП) переставали заметно
зависеть, в пределах точности измерений, от числа теплосмен. Обычно такая
стабилизация наступала по истечении 10-15 циклов для уровня интенсивности
напряжений 94 МПа и 15-20 циклов – при 140 МПа.
На рис. 5.2 а, б представлены типичные опытные данные в координатах
«деформация – температура» для прямых и обратных мартенситных переходов
для интенсивности напряжений 94 МПа.
Рис. 5.2 – Зависимости деформаций – γ (а) и ε (б) от температуры при
термоциклировании для τ = 81,4 МПа и σ = 81,4 МПа в первом (1,2) и тринадцатом
(3,4) термоциклах
116
На рис. 5.3 а, б – для интенсивности напряжений 140 МПа. Кривыми 1,2
изображен первый термоцикл, а кривые 3,4 отвечают стабилизированному
термоциклу.
Рис. 5.3 – Зависимости деформаций – γ (а) и ε (б) от температуры при
термоциклировании для τ = 70 МПа и σ = 210 МПа в первом (1,2) и
пятнадцатом (3,4) термоциклах
Из диаграмм видно, что сдвиговая – γ и осевая – ε деформации во всех
полуциклах охлаждения накапливаются в сторону действия соответствующего
напряжения, т. е. в такте прямого мартенситного перехода имеет место ППП
(кривые 2,4 на рис. 5.2 а, б и рис. 5.3 а, б). При первом нагревании наблюдали
либо ЭПФ, т. е. возврат деформации (кривые 1 на рис. 5.2 а, б), что было характерно для уровня интенсивности действующих напряжений 94 МПа, либо накопление деформации в сторону напряжений, т. е. пластичность обратного
превращения (ПОП) (кривые 1 на рис. 5.3 а, б). Последняя всегда имела место
при уровне напряжений 140 МПа по γ и в большинстве случаев по ε.
Исследованиями марганцемедных сплавов в режиме кручения установлено, что увеличение напряжения термоциклирования приводит к изменению кинетики деформирования в первом полуцикле нагрева [59, 60], а именно – к
переходу от ЭПФ к ПОП. Анализ диаграмм «деформация – температура», полученных в условиях одновременного действия растягивающего усилия и крутящего момента, показал, что переход от ЭПФ к ПОП по осевой и сдвиговой
составляющим деформаций происходит не только с увеличением соответст117
вующего напряжения, но и при повышении уровня интенсивности напряжений.
Так, для интенсивности 94 МПа при любом значении касательных напряжений,
вплоть до τ = 94 МПа, в первом полуцикле нагрева наблюдается сдвиговая составляющая ЭПФ. В то же время для уровня интенсивности 140 МПа уже при
значении τ = 70 МПа в первом полуцикле нагрева имеет место сдвиговая составляющая ПОП. В cтабилизированном режиме в полуцикле нагрева всегда
наблюдали ЭПФ (кривые 3 на рис. 5.2 а, б и рис. 5.3 а, б).
Обратимое формоизменение при термоциклировании (кривые 3 – 4 на
рис. 5.2 а, б и рис. 5.3 а, б) может быть воспринято как ЦПФ. Однако, даже при
достижении указанной выше стабилизации свойств, петля термомеханического
гистерезиса оказалась незамкнутой (рис. 5.2. – 5.3.) как для сдвиговых (∆γ на
рис. 5.2 а, 5.3 а), так и осевых (∆ε на рис. 5.2 б, 5.3 б).
Испытания в условиях растяжения при интенсивности напряжений
170 МПа показали существенное отличие в поведении материала в первом полуцикле нагрева от его поведения при более низких уровнях напряженного состояния. При интенсивности напряжений 140 МПа деформация ПОП в первом
полуцикле при растяжении была одного порядка с деформацией ЭПФ и не превышала 0,61%. При уровне напряжений 170 МПа осевая составляющая ПОП была на порядок выше значения ЭПФ (кривая 1 на рис. 5.4) и достигала величины
более 6%. Однако, и в этом случае в стабилизированном цикле при нагреве наблюдали возврат деформации (кривая 3 на рис. 5.4) т. е. явление ЭПФ.
Рис. 5.4 – Зависимость осевой деформации от температуры при термоциклировании
для σ = 294 МПа и τ = 0 в первом (1, 2) и пятнадцатом (3, 4) термоциклах
118
Как и следовало ожидать, в марганцемедных сплавах также имеет место
«перекрестное» влияние нормальных и касательных напряжений соответственно на обратимые составляющие сдвиговой и осевой деформаций. Последний
факт отражен на рис. 5.5.
Рис. 5.5 – Зависимости γп от σ (а) и εп от τ (б) при τ = 46,7 МПа (1 а); 66,5 МПа (2 а); 115
МПа (3 а); 140 МПа (4 а), а также при σ = 81,4 МПа (1 б); 115 МПа (2 б); 140 МПа (3б)
Из рисунка 5.5, а видно, что с ростом нормальных напряжений при постоянном значении касательного γП существенно уменьшается, т. е. нормальные
напряжения подавляют сдвиговую составляющую ЭПФ. Аналогичное влияние
оказывают касательные напряжения на величину εП (рис. 5.5, б).
Анализ кривых термомеханического гистерезиса при термоциклировании
под нагрузкой показывает, что диаграммы γ – Т и ε – Т оказались во всех случаях незамкнутыми (рис. 5.3 – 5.4). В результате материал демонстрировал явление ТП, т. е. наблюдали необратимое накопление деформаций в сторону
внешних нагрузок. Кривые 1,2 на рис. 5.6. иллюстрируют рост необратимой
деформации по мере термоциклирования. В полном соответствии с известными
данными, полученными для сплавов MnCu при испытаниях в режиме кручения
[139], суммарная деформация ползучести накапливалась с постепенно уменьшающимся темпом. После некоторого числа циклов N = 10-15 при интенсивности S = 94 МПа и N = 15-20 при S = 140 МПа скорость термоциклической
ползучести, т. е. величина необратимой деформации, накапливаемой за один
термоцикл, стабилизировалась и в дальнейшем существенно не менялась (кривые 3,4 на рис. 5.6) [59].
119
Рис. 5.6 – Зависимости деформаций, накапливаемых при термоциклировании – γ (1) и
ε (2), а также незамкнутости термомеханического гистерезиса – ∆γ (3) и ∆ε (4) от
числа циклов при σ = 210 МПа и τ = 70 МПа
Для практического использования материалов с ЭПФ в механизмах
сложного функционального назначения большой интерес представляют фазовые портреты деформирования при термоциклировании в координатах ε – γ.
Анализ этих зависимостей позволит правильно ориентироваться при выборе
размеров и геометрии элементов конструкций из материалов с ЭПФ.
На рис. 5.7 представлены фазовые портреты для интенсивности напряжений 94 МПа и на рис. 5.8, 5.9 для S = 140 МПа. Кривые с нечетными номерами
соответствуют деформированию материала при нагревании, а с четными номерами – при охлаждении. Кривые ОС и CF отвечают первому такту нагревания и
охлаждения соответственно, кривые AD и DB нагреванию и охлаждению в установившемся цикле.
Из рис. 5.7 – 5.9 следует, что вид фазовых портретов существенно зависит
от силового режима испытания и от порядкового номера термоцикла. Если при
S = 94 МПа в первом полуцикле нагревания наблюдали возврат, как по сдвиговой, так и по осевой составляющим деформаций (кривые ОС на рис. 5.7), то при
S = 140 МПа наблюдали накопление либо по сдвиговой (кривые ОС на
рис. 5.8 а, 5.9 а), либо по обеим составляющим деформаций (кривые ОС на
рис. 5.8 б, в; 5.9 б). В первом такте охлаждения (кривые CF на рис. 5.7 – 5.9),
120
как и во всех последующих (кривые DB на рис. 5.7 – 5.9), всегда имело место
накопление деформаций как по ε, так и по γ.
Рис. 5.7 – Траектории деформирования в координатах γ – ε для интенсивности
напряжений 94 МПа в первом (1,2), четырнадцатом (а – 3,4) и десятом (б, в – 3,4)
термоциклах при σ = 81,4 МПа, σ = 81,4 МПа (а); σ = 115 МПа, τ = 66,5 МПа (б);
σ = 140 МПа, τ = 46,7 МПа (в)
Начиная со второго и во всех последующих тактах нагревания, наблюдали восстановление деформаций по обеим составляющим (кривые AD на тех же
рисунках).
В [60, 139] установлено, что в сплавах Mn–Cu при кручении скорость термоциклической ползучести (ТП) тем выше, чем больше напряжения τ.
В [171] показано, что при сложном напряженном состоянии явление ТП
также имеет место.
121
Рис. 5.8 – Траектории деформирования в координатах γ – ε для интенсивности
напряжений 140 МПа в первом (1,2), пятнадцатом (а – 3,4), восемнадцатом (б – 3,4) и
семнадцатом (в – 3,4) термоциклах при σ = 91 МПа, τ = 130 МПа (а); σ = 121 МПа,
τ =121 МПа (б); σ = 145 МПа, τ = 112 МПа (в)
Рис. 5.9 – Траектории деформирования в координатах γ – ε для интенсивности
напряжений 140 МПа в первом (1,2) и пятнадцатом (3,4) термоциклах при
σ = 172 МПа, τ = 99 МПа (б) и σ = 210 МПа, τ = 70 МПа (б)
В данном параграфе предпринята попытка выяснить, каким образом
влияют на скорость ТП в стабилизированном цикле нормальные и касательные
напряжения при условии их одновременного действия. Как и следовало ожидать, увеличение σ и τ приводит к возрастанию скорости ТП соответственно по
осевой ∆ε (рис. 5.10 а), сдвиговой ∆γ (рис. 5.10, б) деформациям.
Этот результат вполне естественен, так как увеличение скорости ТП с
ростом действующих напряжений является закономерным фактом для всех видов неизотермической ползучести и не зависит от конкретного вида микродеформации.
122
Рис. 5.10 – Зависимости незамкнутости термомеханического гистерезиса в
стабилизированном цикле: а) для осевой деформации ∆ε от нормального напряжения
при постоянных значениях касательного напряжения
0 (1), 46,7 (2): 66,5 (3) и 81,4 МПа (4);
б) для сдвиговой деформации – ∆γ от касательного напряжения при постоянных
значениях нормального напряжения 0 (1), 81,4 (2), 115 (3) и 140 МПа (4)
Кроме того, опыты показали, что нормальное напряжение влияет на скорость ТП по сдвиговой, а касательные – по осевой деформациям. Причем, если
в первом случае заметна явная тенденция к увеличению ∆γ с ростом σ
(рис. 5.11), то зависимость ∆ε от τ неоднозначна, поэтому ниже не приводится.
Рис. 5.11 – Зависимости незамкнутости термомеханического гистерезиса в
стабилизированном цикле ∆γ от нормального напряжения при постоянных значениях
касательгого напряжения 46,7 (1); 66,5 (2); 81,4 (3) и 94 МПа (4)
123
5.2. Влияние термомеханической «тренировки» на характеристики
циклической памяти формы и термоциклической ползучести
В качестве объектов исследований были выбраны литые марганцемедные
композиции с содержанием марганца от 52 до 88%. Эксперименты осуществляли в режиме кручения в условиях неизотермической ползучести. Использовали
два основных режима:
а) материал нагружали в мартенситном состоянии до напряжения τ, после
чего термоциклировали через интервалы прямых и обратных мартенситных переходов, пока характеристики ЦПФ (т. е. деформации, связанные с ЭПФ и ППП)
не принимали установившиеся значения. После этого изменяли знак внешней
нагрузки, сохраняя ее величину. И продолжали опыт по той же схеме. Сравнивали характеристики ЦПФ для «тренированных» и «нетренированных» образцов.
б) образец термоциклировали через интервалы ГЦК ⇔ ГЦТ переходов
под напряжением τн – на этапе нагревания и τо – на этапе охлаждения. После
того, как характеристики ЦПФ стабилизировались, переходили к термоциклированию под новыми напряжениями (τ’н – при нагревании, τ’о – при охлаждении) и продолжали теплосмены до достижения нового установившегося
режима ЦПФ. После этого установившиеся характеристики ЦПФ сравнивались
для тренированного и нетренированного материалов.
Опыты показали, что термоциклическая тренировка по режиму «а» не
оказывает существенного влияния на устaновившиеся характеристики ЦПФ,
она лишь приводит к незначительному их уменьшению. В целом тренировка
реагирует сильнее на деформации, больше связанные с ППП, чем с ЭПФ. Это
уменьшает незамкнутость термомеханического гистерезиса ∆γ, т. е. подавляет
термоциклическую ползучесть с увеличением числа термоциклов N.
На рис. 5.12 изображены зависимости деформаций ТП (кривые 1,2), и их
скоростей ∆γ/∆N (кривые 3,4) от числа термоциклов для исходного (кривые 1,3)
и «тренированного» (кривые 2,4) материалов.
Видно, что указанная тренировка существенно уменьшает величины деформаций и скорости ТП. Такое влияние тренировки на механическое поведение марганцемедных сплавов может быть, согласно [77], обусловлено
следующими обстоятельствами. Деформации, измеряемые на этапах нагревания (γп) и охлаждения (γпп), могут быть представлены соответственно как:
н −γ н
γп = γф
,
необ
124
(5.1)
о +γо
γ пп = γ ф
,
необ
(5.2)
где γнф и γоф – деформации, обусловленные дисторсией прямого и обратного
превращений; γннеобр и γонеобр – необратимые деформации соответственно на этапах нагревания и охлаждения.
Рис. 5.12 – Зависимости деформации ползучести (1,2) и ее скорости (3,4) от числа
циклов для Mn–37,5%Cu при напряжении 127 МПа. Кривые (1,3) –исходный
материал, а кривые (2,4) – после двадцати термоциклов под напряжениями
противоположного знака
Справедливость соотношений (4.2, 4.3) для марганцемедных сплавов подтверждается данными [139], а также данными теоретической работы [77], где
показано, что при термоциклировании под постоянной нагрузкой в силу реализации кристаллогеометрического принципа «точно назад» фазовая деформация,
обусловленная дисторсией обратного превращения, равна фазовой деформации,
связанной с прямым превращением.
Учитывая сказанное, из (5.1) и (5.2) получаем:
.
+γ = γ пп − γ п = γ н
+γо
необ. необ.
(5.3)
Иными словами, незамкнутость термомеханического гистерезиса определяется суммой необратимых деформаций на этапах охлаждения и нагревания.
Необратимые деформационные составляющие могут возникать в силу многих
обстоятельств. Следует отметить прежде всего дислокационную пластичность
[64], аккомодации на фронте превращения [179] и температурное последействие по механизмам, описанным в [140]. Необратимая деформация уменьшается
в результате термотренинга в силу механического и фазового наклепа и воз125
никновения малоподвижных дислокаций по механизму наследования [78]. Некоторое уменьшение деформаций, связанных с ППП и ЭПФ, в результате термоциклической тренировки по режиму «а» связано, вероятно, еще и с тем, что в
процессе предварительного термоциклирования формируется ОПФ. После смены знака нагрузки на ЦПФ, реализуемую под действующим напряжением, накладывается ОПФ, сформированная в результате предварительной
термоциклической тренировки. Она уменьшает величины деформаций ППП и
ЭПФ, так как имеет противоположный знак по отношению ЦПФ, реализуемой
в процессе последующих термоциклов.
Наибольший практический интерес представляет поведение материалов в
условиях теплосмен, под переменными нагрузками, так как в этом режиме возможно производство полезной механической работы [58]. При термоциклировании по такому режиму на нетренированном образце в результате нескольких
теплосмен под рабочими напряжениями τ0 и τН формируется установившаяся
ЦПФ, реализуемая при нагревании как деформация, связанная с ЭПФ, т. е. γП,
а при охлаждении – как деформация, обусловленная ППП, т. е. γПП.
Согласно существующим воззрениям в марганцемедных сплавах тетрагональная ось С ориентируется в направлении сжимающих и перпендикулярно к
растягивающим, т. е. возникает антиферромагнитная текстура.
На основании данных работ [180] можно предположить, что в формировании антиферромагнитной текстуры для сплавов Mn–Cu наряду с охлаждением под нагрузкой в сопоставимой форме играет роль и процесс нагревания в
нагруженном 0 состоянии. Следовательно, можно сказать, что термотренинг
под напряжениями τ’н и τ’о создает текстуру превращения, которая ответственна за проявление микродисторсии. Естественно, что степень текстурируемости материала на установившейся стадии реализации ЦПФ зависит от
уровня напряжений, действующих на этапах охлаждения и нагревания. Степень тестурируемости должна быть тем больше, чем выше уровень действующих напряжений.
Понятно, что любой паре действующих напряжений на установивщейся
стадии термоциклов соответствует вполне конкретная текстура превращения,
свойственная данному уровню напряжений. Если перейти от циклирования под
напряжениями τ’н и τ’о к напряжениям τН и τ0 при условии, что τ’н < τ’о и τ’о < τ0,
то текстура, свойственная напряжениям τ0 и τН, не будет зависеть от текстуры,
сформированной теплосменами под напряжениями τ’н и τ’о, т.е. предварительная тренировка не будет влиять на характеристики ЦПФ в «рабочем» режиме.
Если же использовать тренировочные напряжения, превышающие по величине
126
рабочие (τ’н > τН, τ’о > τ0), то при достижении ими определенного уровня должен
реализоваться предельный случай текстурируемости материала, т. е. следует
ожидать возникновение монодоменной структуры. Физически монодоменизация отвечает предельному исчерпанию фазовой деформации в процессе термоцикла, или же, другими словами, реализации одного – единственного варианта
прямого и обратного превращений. Вероятно, при переходе от термоциклирования под большими нагрузками к термоциклированию с меньшими напряжениями на текстуру, свойственную низким напряжениям, наложится остаточная
текстура, сформированная в процессе предварительной термоциклической тренировки под высокими напряжениями.
Предложенная выше логика согласуется с данными работ [79, 181], в которых методами нейтронографии установлено, что в марганцемедных сплавах в
результате охлаждения под нагрузкой через интервал ГЦК → ГЦТ перехода
образуется антиферромагнитная текстура таким образом, что имеет место преимущественная ориентация тетрагональной оси С вдоль действия сжимающих
напряжений. При последующем термоциклировании после снятия нагрузки
происходит разориентация кристаллов, что приводит к растекстурированию
материала. Это свидетельствует о том, что даже при полной разгрузке в материале остается некоторая остаточная текстура. Следовательно, можно предположить, что тренировка по режиму «б» при τ’н > τН и τ’о > τ0 в силу наложения
остаточной текстуры на текстуру, свойственную напряжениям τН и τ0, ведет к
возрастанию характеристик ЦПФ, т. е. деформаций, связанных с ЭПФ и ППП.
Данные предположения получили подтверждения в опытах. Исследования показали, что тренировка по режиму «б» не вызывает существенных изменений деформациий ЭПФ и ППП, если τ’н < τН и τ’о < τ0, но заметно увеличивает
данные характеристики, когда τ’н > τН и τ’о > τ0 [148, 160]. Последнее иллюстрируется данными на рис. 5.13.
Подробный анализ экспериментов позволил выявить следующие
закономерности: а) эффект тренировки существенно зависит от соотношения
тренировочных (τ’н и τ’о) и рабочих (τН и τ0) напряжений; б) результаты
тренировки наиболее сильно выражены, если хотя бы одно из тренировочных
напряжений τ’о и τ’н близко к реальному пределу прочности τпр, а рабочее
напряжения не превышают τпр/2. На рис. 5.14 показана зависимость
деформации ползучести от числа термоциклов для композиций Сu–62,5%Mn.
127
Рис. 5.13 – Зависимости деформации γп от числа циклов для сплава Cu–62,5% Mn
при рабочих напряжениях τ0 = 41 МПа и τН = 84 МПа:
(1) – образец «не тренирован», (2) – «тренирован» 15 термоциклов τ′o = 41 МПа,
τ′н = 112 МПа, а также 18 термоциклов τ′o = 41 МПа и τ′н = 127 МПа
Рис. 5.14 – Зависимости деформации ползучести от числа термоциклов, для
композиций Сu–62,5%Mn
Рабочим напряжениям τ0 = 41 МПа и τН = 84МПа соответствуют кривые 1,4 (рис. 5.14); напряжениям τ0 = 41 МПа и τН = 65 МПа – кривая 2; напряжениям τ0 = 0 и τН = 65 МПа – кривая 3 (рис. 5.14).
128
Кривая 1 – образец, «нетренирован»; кривая 2 – «тренирован» – 20 термоциклов при τ’о = 41 МПа и τ’н = 84 МПа; кривая 3 – “тренирован” – 20 термоциклов при τ’о = 41 МПа и τ’н = 84 МПа, а также 15 термоциклов при
τ’о = 41 МПа и τ’н = 65 МПа; кривая 4 – «тренирован» – 15 термоциклов при
τ’о = 41 МПа и τ’н = 112 МПа, а также 18 термоциклов τ’о = 41 МПа и
τ’н = 127 МПа (рис. 5.14). Кроме того, указанная тренировка приводит к существенному ограничению ТП, причем при определенном подборе тренировочных
напряжений ТП удавалось подавить практически полностью (кривые 2,4 на
рис. 5.14). Это по нашему мнению связано с механическим и фазовым наклепом, препятствующим развитию необратимых деформационных каналов пластичности. Было также установлено, что марганцемедные сплавы, наряду со
способностью к термоциклическому возврату в свободном состоянии после теплосмен в нагруженном состоянии [60], могут демонстрировать это явление и
под нагрузкой (кривая 3 на рис. 5.14) [148]. Таким свойством обладали некоторые натренированные материалы. Следует подчеркнуть, что в отличие от термоциклического
возврата
в свободном состоянии [60], явление
темоциклического возврата под нагрузкой быстро прекращалось (за 5 – 6 теплосмен) и переходило в обычную ТП. Видимо, явление термоциклического возврата в процессе теплосмен, а также переход от него к ТП при дальнейшем
термоциклировании, обусловлен наложением деформаций, связанных с остаточной текстурой и необратимыми деформационными каналами, а также растекстурированием в процессе термоциклирования без нагрузки.
В заключении отметим, что систематическое исследование влияния термоцикличекой предыстории на физико-механичекое поведение металлов позволит разработать научно обоснованные методы производства материалов
данного класса с повышенными эксплуатационными характеристиками.
5.3. Мартенситная неупругость никелида титана, инициированная
изотермическими догрузками в мартенситном и разгрузками в
аустенитном состояния
Для практического использования материала с мартенситной неупругостью в механизмах различного функционального назначения необходимо выбрать наиболее благоприятный вид НДС. Наиболее часто в литературе описаны
исследования ЦПФ в условиях действия постоянного напряжения либо только
на этапе охлаждения, либо при многократном термоциклировании.
129
В ряде работ [182-185] представлены исследования мартенситной неупругости материала в условиях нестандартных температурно-силовых воздействий
при сложном напряженном состоянии. Например, в [185] для пластичности
превращения и памяти формы сплава Cu–12,5%Аl–4,5%Мn показано, что, чем
больше температура разгрузки при нормальных напряжениях, тем больше величина накапливающейся сдвиговой деформации и тем меньше осевые деформации. В [99] для сплава Cu–Zn–Al в режиме кручения (растяжения) с
догрузками и разгрузками при определенных соотношениях τн и τо (σн и σо) зафиксированы «перехлесты» кривых γ – Т, ε – Т.
С целью выявления общих деформационных закономерностей выполнено
исследование поведения образцов из сплава ТН-1 в условиях термоциклирования через интервалы мартенситных переходов при разных видах напряженнодеформированного состояния и разных напряжениях на этапах нагревания и
охлаждения. Использовались сплошные цилиндрические образцы.
Исследования выполнены при следующих режимах нагружения: растяжение, кручение и кручение совместно с растяжением, согласно схеме нагружения рис. 5.15.
Рис. 5.15 – Схема нагружения
Сдвиговую деформацию относили к внешнему волокну образца. Касательные напряжения находили в предположении, что величина их постоянна по
сечению. Осевую деформацию определяли с учетом погрешности, вносимой
температурной деформацией установки. Данный способ позволял находить
130
макроскопическое изменение деформаций в тактах нагревания и охлаждения.
Собственный тепловой эффект исследуемого образца не выделяли из общей
деформации, так как для определения работоспособности материала важно было знать не обратимые составляющие деформации, а полное макроскопическое
изменение размеров образца в процессе теплосмен.
Испытания осуществляли следующим образом. В мартенситном состоянии образец нагружали до уровня интенсивности касательных напряжений
SH = 50, 100, 150 или 200 МПа (точка 1 на рис. 5.15), определяемого согласно
формуле (4.3). Затем образец нагревали до температуры выше АК (участок 1 → 2), где его изотермически разгружали до S0 = 12,5; 25; 37,5; 50 МПа
(отрезок 2 → 3). После этого, не меняя вида нагружения, материал охлаждали
до исходной температуры (участок 3 → 4) и вновь догружали до SH (отрезок
4 → 5). Для каждого этапа термоцикла определяли интенсивность сдвиговой
деформации в соответствии с формулой (4.4). Определялись ГП, ГПП, ГА, ГМ –
интенсивности деформаций сдвига, связанные с ее возвратом при нагревании,
накоплением при охлаждении, разгрузкой в аустенитном и догрузкой в мартенситном состояниях соответственно (рис. 5.16).
Рис. 5.16 – Схема деформирования
На рис. 5.17 – 5.20 представлены в сравнении деформационные зависимости, полученные при растяжении, кручении и совместной деформации кручения с растяжением.
131
Рис. 5.17 – Зависимости интенсивностей сдвиговых деформаций ГП от числа термоциклов при ∆S = 37,5 (а); 75 (б); 112,5 (в); 150 МПа (г)
Рис. 5.18 – Зависимости интенсивностей сдвиговых деформаций ГПП от числа термоциклов при ∆S= 37,5 (а); 75 (б); 112,5 (в);
132
Рис. 5.19 – Зависимости интенсивностей сдвиговых деформаций ГМ при
догрузке в мартенситном состоянии от числа термоциклов при
∆S= 37,5 (а); 75 (б); 112,5 (в); 150 МПа (г)
Рис. 5.20 – Зависимости интенсивностей деформаций ГA при разгрузке в
аустенитном состоянии от числа термоциклов при
∆S= 37,5 (а); 75 (б); 112,5 (в); 150 МПа (г)
133
Кривые соответственно относятся: 1 – к растяжению, 2 – совместной деформации, 3 – кручению. Как выглядит зависимость представленных величин
от вида напряженного деформированного состояния и разности интенсивностей
сдвигового напряжения, определяемой для каждого режима испытаний как
∆S = S H − S 0 , при N = 10, показано на рис. 5.21.
Для всех составляющих интенсивности сдвиговой деформации Г характерно ее возрастание с увеличением модуля параметра Надаи – Лоде χ σ и величины ∆S. Исходя из сравнения величин ГМ, ГА можно сделать вывод, что
наибольшую склонность к деформированию материал имеет в мартенситном
состоянии.
При условии стабилизации процессов при теплосменах к 10 термоциклу
ГПП и ГП практически равны для растяжения и совместной деформации.
Рис. 5.21 – Зависимости интенсивностей сдвиговых деформаций ГП (а); ГПП (б); ГМ
(в); ГА (г) в 10-м термоцикле от вида напряженно-деформированного
состояния и разности интенсивностей напряжения ∆S
134
На рис. 5.22 – 5.25 представлены зависимости составляющих интенсивностей сдвиговых деформаций, определяемых для различных этапов термоцикла
от количества теплосмен N и разности интенсивностей сдвигового напряжения
∆S на этапах нагревания и охлаждения при растяжении, кручении и совместном
деформировании материала растяжением и кручением.
Рис. 5.22 – Зависимости интенсивностей сдвиговых деформаций ГП, связанных с этапом
охлаждения, от числа термоциклов N и разности интенсивностей напряжения ∆S при нагревании и охлаждении для растяжения (а), совместной деформации (б) и кручения (в)
Рис. 5.23 – Зависимости интенсивностей сдвиговых деформаций ГПП, связанных с
этапом охлаждения, от числа термоциклов N и разности интенсивностей напряжения
∆S при нагревании и охлаждении для растяжения (а), совместной деформации (б) и
кручения (в)
135
Рис. 5.24 – Зависимости интенсивностей сдвиговых деформаций ГМ, связанных с этапом
охлаждения, от числа термоциклов N и разности интенсивностей напряжения ∆S при нагревании и охлаждении для растяжения (а), совместной деформации (б) и кручения (в)
Рис. 5.25 – Зависимости интенсивностей сдвиговых деформаций ГА, связанных с этапом
охлаждения, от числа термоциклов N и разности интенсивностей напряжения ∆S при
нагревании и охлаждении для растяжения (а), совместной деформации (б) и кручения (в)
Зависимости представляют собой развернутый немного иначе вариант
аналогичных же зависимостей, представленных на рис 5.17 – 5.20. Из рисунков
видно, что с увеличением числа термоциклов зависимость однозначна: для ГПП ,
ГП, ГМ, ГА практически во всех режимах нагружения наблюдается некоторая
стабилизация к 10 циклу; для режима кручения в первых термоциклах можно
отметить уменьшение составляющих ГМ, ГА, наблюдающееся при низких ∆S. С
увеличением разностей интенсивностей на этапах нагревания и охлаждения для
ГПП, ГП, ГМ, ГА практически во всех режимах нагружения наблюдается их монотонное увеличение.
Таким образом, на основе проведенного исследования можно утверждать,
что мартенситная неупругость никелида титана, инициируемая догрузками в
136
мартенситном и разгрузками в аустенитном состояниях, зависит от вида напряженно-деформированного состояния и разности интенсивностей касательных
напряжений на этапах нагревания и охлаждения [153, 186].
5.4. Эффекты мартенситной неупругости при механоциклировании
В настоящее время достаточно подробно изучены такие явления мартенситной неупругости, как эффекты многократно обратимой памяти формы, пластичности превращения, реверсивной памяти формы, деформации
ориентированного превращения и другие [1, 96, 107]. Перечисленные явления,
как правило, инициированы мартенситными реакциями, связанными с термоциклированием материала. В [187-189] показано, что подобные явления могут
быть обусловлены не только изменением температуры, но и активным деформированием материала в изотермических условиях. В связи с этим можно говорить
о
явлениях
мартенситной
неупругости,
инициированных
механоциклированием.
5.4.1 Мартенситная неупругость в сплавах Cu–12,5%Al–4,5%Mn и
Mn–16%Cu, инициированная растяжением и сжатием
Хорошо известно, что при термоциклировании через интервалы мартенситных реакций сплавы MnCu и CuAlMn демонстрируют свойства ЦПФ [60, 64, 170,
171]. При этом на этапе прямого мартенситного перехода имеет место пластичность превращения, а при обратной реакции – эффект памяти формы. Исключение
могут составлять несколько первых полуциклов нагревания, когда происходит накопление деформации в сторону силы, т. е. наблюдается пластичность обратного
мартенситного превращения. Выяснено, что такими свойствами обладает сплав
Cu–12,5%Al–3,7%Mn и в условиях бароциклирования [103]. Наличие эффекта памяти формы при бароциклировании, очевидно, связано с тем, что изменение давления вызывает обратимые мартенситные реакции. Можно предположить, что
мартенситные переходы и связанные с ними специфические деформации будут
инициироваться не только путем термо - или бароциклирования, но и механоциклированием. С целью проверки этого предположения и были поставлены настоящие опыты. Изучали сплавы Cu–12,5%Al–4,5%Mn и Mn–16%Cu.
Все испытания проделаны в следующем режиме: при комнатной температуре (в мартенситном состоянии) образец нагружали постоянным касательным
137
напряжением, после чего его подвергали механоциклированию путем изменения осевой нагрузки. Последнюю задавали односторонним нагружением по
схеме «растяжение – разгрузка» или знакопеременным нагружением по схеме
«растяжение – разгрузка – сжатие – разгрузка».
Основные результаты экспериментов представлены на рис. 5.26-5.30, на
которых построены диаграммы в координатах γ – σ.
Рис. 5.26 показывает, что при одностороннем нагружении сплав Cu–Al–Mn
ведет себя качественно также, как и другие сплавы с мартенситными переходами
при термоциклировании [60, 172], причем растяжение качественно соответствует
нагреванию, а разгрузка – охлаждению. При разгрузке, в этой серии опытов, всегда наблюдали накопление деформации в сторону силы. При растяжении в первых циклах имело место накопление деформации в сторону силы (аналогично
пластичности обратного превращения, кривые 1 на рис. 5.26), а в последующих
циклах возврат деформации (кривые 2 – 5). Подобную картину наблюдали и при
малых и при больших касательных напряжениях (рис. 5.26 а, б).
Рис. 5.26 – Зависимости сдвиговой деформации γ от осевого напряжения σ для
Cu–12,5%Al–4,5%Mn в первом (1), втором (2), третьем (3), пятом (4) и шестом (5)
циклах при касательных напряжениях τ = 60 МПа (а) и 113 МПа (б)
Интересно вели себя образцы при переходе от одностороннего к знакопеременному нагружению (рис. 5.27). Если в первых циклах имело место накопление деформации в сторону силы как на этапах активного нагружения, так и на
этапах разгрузки (кривые 1*, 2, 2* на рис. 5.27), то с увеличением числа циклов
картина резко менялось и была характерна следующая ситуация: при разгрузке
также, как и прежде, происходило накопление деформации в сторону силы, а при
нагружении имел место заметный возврат деформации (кривые 3, 3*). Причем
138
величина возврата оказывалась в 2-2.5 раза больше при растяжении, чем при
сжатии (следует сравнивать кривые 3 и 3*) и примерно в 4 раза больше, чем при
одностороннем нагружении (следует сравнивать кривые 3 на рис. 5.27, а и кривые 5 на рис. 5.26, б).
При переходе от знакопеременного к последующему одностороннему нагружению размах петли механоциклического гистерезиса несколько уменьшался (кривая 5 на рис. 5.27, а). Увеличение касательных напряжений качественно
не меняло вид диаграмм γ – σ, о чем свидетельствуют сравнение данных на
рис. 5.27, а и рис. 5.27, б.
Рис. 5.27 – Зависимость сдвиговой деформации – γ от нормального напряжения – σ
для Cu–12,5%Al–4,5%Mn при знакопеременном осевом нагружении в первом (1, 1*),
втором (2, 2*) и четвертом (3, 3*) циклах, а также при одностороннем нагружении в
пятом (4) и седьмом (5) циклах при τ = 113 МПа (а) и 140 МПа (б)
Исследование сплава MnCu в условиях знакопеременного нагружения дало результат, в целом аналогичный, описанному для Cu–Al–Mn, что демонстрирует рис. 5.28. Отличие состоит лишь в том, что в сплаве Mn–Cu эффект
обратимого формоизменения был заметно сильнее выражен при сжатии, нежели при растяжении (следует сравнивать кривые 4 и 4* на рис. 5.29). Важно отметить, что величина эффекта обратимого формоизменения для сплава MnCu
была неожиданно велика и достигала 0,3%.
Описанная серия опытов свидетельствует о том, что сплавы Cu–Al–Mn и
MnCu способны демонстрировать обратимое формоизменение по сдвиговой
деформации, находясь под действием постоянных касательных напряжений при
осевом механоциклировании. Следует ожидать, что после снятия касательных
139
напряжений и при последующем механоциклировании материал так же, как и
при термоциклировании, будет демонстрировать обратимое формоизменение.
Рис. 5.28 – Зависимости сдвиговой деформации – γ от нормального напряжения – σ
для Mn–16%Cu в первом (1, 1*), втором (2, 2*), четвертом (3, 3*) и седьмом (4, 4*)
циклах при τ = 100 МПа (а) и при последующем механоциклировании при τ = 0 (б)
Рис. 5.29 – Зависимость сдвиговой деформации – γ от нормального напряжения – σ
для Cu–12,5%Al–4,5%Mn в первом (1) и втором (2) циклах при τ = 0.
Образец предварительно тренирован по режимам на рис. 5.26, б и 5.27, а
Данные по механоциклированию в свободном от касательных напряжений состоянии представлены на рис. 5.28 и 5.29. Из рисунков видно, что в первом цикле происходит заметное восстановление деформации (кривая 1 на
рис. 5.29 и кривые 1, 1* на рис. 5.28, б), а по истечении некоторого числа цик140
лов достигается практически обратимое формоизменение (кривые 2 на рис. 5.29
и кривые 3, 3* на рис. 5.28, б). Величина обратимого формоизменения для Mn–
Cu достигает 0,6%.
При механоциклировании в свободном состоянии так же, как и при термоциклировании [60], имеет место явление механоциклического возврата деформации (рис. 5.28 б, 5.29). Кроме того, эффект механоциклического возврата
демонстрирует и кривая 2 на рис. 5.30.
Рис. 5.30 – Изменение сдвиговой деформации – γ в зависимости от числа
термоциклов N для Mn–16%Cu при механоциклирование по режиму, указанному на
рис. 5.8 а (1), а также при последующем механоциклировании при τ = 0 МПа (2)
Характерным для всех испытаний было то, что механоциклирование в условиях действия постоянных касательных напряжений приводит к накоплению
сдвиговой деформации в сторону силы, о чем свидетельствуют кривые на
рис. 5.26 – 5.28, что может быть классифицировано, как явление механоциклической ползучести. В пользу последнего свидетельствует кривая 1 на рис. 5.30.
Из сказанного следует, что при механоциклировании сплавов Cu–12,5%Al–
4,5%Mn и Mn–16%Cu обнаруживается весь спектр свойств, имеющих место в
условиях механоциклирования через интервалы мартенситных переходов.
5.4.2. Мартенситная неупругость никелида титана при механоциклировании
В настоящем параграфе приведены данные всестороннего изучение эффектов мартенситной неупругости, обусловленных изотермическим механоциклированием сплава ТН–1. Все опыты выполнены при комнатной
температуре.
141
Исследования выполнены для семи режимов нагружения. Эти режимы
сведены к двум видам испытаний, представленным на рис. 5.31 – 5.32. В первом виде испытаний (режимы I-III) образцы закручивали постоянным крутящим моментом, сообщая им касательные напряжения τ0, равные одному из
четырех последующих значений: 50 / 3 , 100 / 3 , 150 / 3 , 200 / 3 МПа, затем
для каждого значения τ0 механоциклировали в течении 10-20 циклов по одной
из схем, представленных на рис. 5.31, а, б, в, где σ0 принимало в различных
опытах значения 50, 100, 150 и 200 МПа. Для режимов II и III в некоторых случаях после циклирования при постоянном касательном напряжении τ0 крутящий момент убирали и выполняли один-два механоцикла при τ0 = 0.
σ
σo
0
00,0
I
t
T
t
-σ o
II
σo
II I
τ = τ0
t
0
T
-σ o
Рис. 5.31 – Режимы нагружения I (а), II (б), III (в) – статическое кручение при
значениях касательных напряжений τо равных 50/ 3 , 100/ 3 , 150/ 3 , 200/ 3 МПа,
в условиях пульсационных – (а, б) или симметричных циклов – (в), при σ0, равных
50, 100, 150, 200 МПа, Т = 120с – период пульсационного или полупериод
симметричного механоциклов
Во втором виде испытаний (режимы IV-VII) образец растягивали или
сжимали, создавая нормальное напряжение σ0, равное ± 050, ± 100, ± 150 и
± 200 МПа, после чего подвергали механоциклированию, согласно схемам на
142
рис. 5.32, а, б, где τ0 принимало в различных опытах значения, равные 50 / 3 ,
100 / 3 , 150 / 3 , 200 / 3 МПа. В отдельных случаях после циклирования под
действием сжимающих напряжений последние убирали и образец подвергали
одному – двум механоциклам при σ0 = 0.
τ
IV
τ0
0
00
,0
− τ0
τ0
σ = σ0
t
T
t
V
σ = −σ 0
VI
σ = σ0
0
t
T
− τ0
V II
σ = −σ 0
Рис. 5.32 – Режимы нагружения IV,V – (а), VI,VII – (б) статическое растяжение – IV,VI
и сжатие – V,VII до значений напряжений σ0, равных ± 50, ± 100, ± 150 и ± 200 МПа, в
условиях пульсационных – (а) или симметричных циклов кручения – (б) при значениях
τ0, равных 50/ 3 , 100/ 3 , 150/ 3 , 200/ 3 МПа
Наиболее типичные результаты экспериментов представлены на
рис. 5.33 – 5.36. Как видно из хода кривых, в первых циклах наблюдали одностороннее накопление деформации в сторону данного фиксированного напряжения.
Важно отметить, что после достижения некоторого числа циклов (N = 6-10)
в режимах I,II,III,VI, наблюдали обратимое изменение деформации (кривые 10,
рис. 5.33; 5.34, а; 5.35; 5.36), величина которой в отдельных опытах достигала
0,35% за один такт нагружения (кривая 10 на рис. 5.35, б).
143
Рис. 5.33 – Зависимости сдвиговой деформации от растягивающего напряжения при
механоциклировании в I-м режиме нагружения при τо = 50/ 3 (а) и 200/ 3 МПа (б).
Цифры на графиках отвечают номерам циклов
Рис. 5.34 – Зависимость сдвиговой деформации от сжимающего напряжения
во II-м режиме нагружения при τо = 50/ 3 (а) и 200/ 3 МПа (б)
Здесь характерно то, что для невысокого уровня действующих напряжений,
как правило, наблюдали накопление деформации в сторону фиксированного напряжения на этапе активного деформирования и ее возврат при разгрузке материала (кривые10 на рис. 5.33, а и 8,10 на рис. 5.34, а). При переходе к более
высоким уровням действующих напряжений картина меняется. В этом случае активному деформированию материала по одной из компонент тензора напряжения
144
отвечает возврат деформации по другой и, наоборот, разгрузке материала соответствует накопление деформации в сторону заданного фиксированного напряжения
(кривые 10 на рис. 5.33, б; 5.35, б). Следует отметить, что наибольшие обратимые
деформации наблюдали в третьем режиме (кривая 10 на рис. 5.35, б).
Рис. 5.35 – Зависимость сдвиговой деформации от нормального напряжения
в III-м режиме нагружения при τ0 = 50/ 3 (а) и 200/ 3 МПа (б)
Рис. 5.36 – Зависимости осевой деформации от касательного напряжения при
механоциклировании в VI-м режиме нагружения при растягивающих
напряжениях σо = 50 МПа (а) и 200 МПа (б)
145
Характерные кривые для некоторых режимов, иллюстрирующие накопление односторонней деформации от числа циклов, приведены на рис. 5.37. Такое явление по аналогии с неизотермической ползучестью [139], видимо,
можно классифицировать как механоциклическую ползучесть. Из хода кривых
видно, что необычное поведение демонстрирует материал в III-м режиме нагружения, где после третьего цикла накопление деформации в «сторону силы»
прекращается и переходит в явление механоциклического возврата, то есть к
уменьшению общей деформации от цикла к циклу (кривая 6 на рис. 5.37). Очевидно, такое явление можно отнести к отрицательной механоциклической ползучести. Последующее механоциклирование при нулевых фиксированных
напряжениях всегда приводит к заметному возврату накопленной деформации
(рис. 5.38), которое достигает в некоторых опытах за цикл 1,5% (рис. 5.38, б).
Рис. 5.37 – Зависимости сдвиговых (1-6) и осевых (7-8) деформаций, накапливаемых в
процессе механоциклирования, от числа циклов для режима I – (1,2) при τ0 = 50/ 3 МПа и
σ0 = 200 МПа (1), τ0 = 200/ 3 МПа и σ0 = 200 МПа (2) ; для режима II – (3-5) при
τ0 = 50/ 3 МПа и σ = 100 МПа (3), τ0 = 50/ 3 МПа и σ0 = 200 МПа (4), τ0 = 200/ 3 МПа и
σ0 = 200 МПа (5); для режима III – (6) при τ0 = 200/ 3 МПа и σ0 = 150 МПа ; для режима
VI – (7,8) при τ0 = 200/ 3 МПа и σ0 = 50 МПа (7), при τ0 = 200/ 3 МПа и σ0 = 200 МПа (8)
146
Рис 5.38 – Зависимость деформации от напряжения при механоциклировании:
а) зависимость осевой деформации от τ, при σо = 0; после механоциклирования
в режиме V при τ o = 200/ 3 МПа и σо = – 200 МПа;
б) зависимость сдвиговой деформации от σ при τо = 0; после механоциклирования
в режиме III при τо = 200/ 3 МПа и σо = 200 МПа
При интерпретации описанных результатов можно использовать следующие представления. В целом явления мартенситной неупругости при механоциклировании сводимы к нескольким эффектам.
Во-первых, к механоциклической ползучести, которая, как правило, приводит к необратимому накоплению деформации в сторону фиксированного напряжения. Это, по-видимому, может быть связано с текстурированием материала в
процессе механоциклирования, а также с эволюцией ориентированных и неориентированных внутренних микронапряжений. По мере повторения циклов происходит механический наклеп, что существенно уменьшает интенсивность накопления
деформации и приводит к ее насыщению (кривые 1 – 5,7,8 на рис. 5.37).
Во-вторых, наряду с необратимым деформированием механоциклирование,
в соответствии с соотношением Клаузиуса-Клапейрона, может сопровождаться
прямыми и обратными мартенситными реакциями и приводить к обратимому
формоизменению материала (кривые 10 на рис. 5.33; 5.34, а; 5.35; 5.36). Однако,
при определенном соотношении компонент тензора деформации, а также выборе
режима испытания, механоциклирование не дает заметного обратимого формоизменения. Сказанное относится главным образом к режимам IV, V и VII, а также и
некоторым схемам нагружения режима II, например, кривая 10 на рис. 5.34, б.
Наибольший интерес, на наш взгляд, представляет случай, когда наряду с
обратимым формоизменением в процессе циклирования наблюдается также
механоциклический возврат деформации или же отрицательная механоцикли147
ческая ползучесть (кривая 6 на рис. 5.37). Это явление, по-видимому, связано с
тем, что на начальной стадии механоциклирования накопление необратимой
деформации реализуется главным образом за счет каналов мартенситной неупругости. По истечении некоторого числа циклов необратимые составляющие
деформации практически полностью подавляются за счет механического наклепа, вследствие чего начинает проявляться восстановление деформации от
цикла к циклу, то есть явление механоциклического возврата. Очевидно, что
указанное явление будет наиболее сильно выражено, если материал после механоциклирования при фиксированном значении напряжения подвергнуть циклированию в разгруженном состоянии, так как в последнем случае необратимая
составляющая деформации будет минимальной. Указанный факт мы и наблюдали на рис. 5.38.
Анализируя сказанное, можно сделать следующие выводы. Осевое механоциклирование всегда вызывает изменение сдвиговых составляющих деформаций.
В первых циклах наблюдается монотонное накопление последних в сторону сдвиговой нагрузки, а по истечении некоторого числа циклов начинает проявляться
обратимое формоизменение (кривые 10 на рис. 5.13; 5.14, а; 5.15) или полная независимость деформации от числа циклов (кривые 10 на рис. 5.14, б).
Аналогичная картина наблюдается, если образец подвергать действию
постоянных нормальных напряжений и циклировать закручиванием. Вначале,
по мере нарастания циклов, образец деформируется в сторону осевых сил, а по
истечении некоторого числа циклов, наблюдается обратимое изменение деформации (кривые на рис. 5.16). Наиболее сильный эффект обратимого формоизменения обнаруживается, если циклирование осуществлять в симметричном
цикле «растяжение – сжатие» (кривые 10 на рис. 5.15). Как уже отмечалось, в
этом случае, наряду с обратимым формоизменением, наблюдается также явление механоциклического возврата.
5.5. Особенности осевого деформирования при кручении материалов
с каналами мартенситной неупругости
В ряде работ [150, 190-192] показано, что при неупругом кручении различных материалов возникает эффект значительного осевого деформирования
круглых цилиндрических образцов вдоль оси, вокруг которой происходит кручение. Такой эффект обнаруживается при скручивании тел различных конфигураций. Еще сильнее он выражен в случае использования в качестве
испытуемого объекта длинных тонкостенных труб. Установлено также, что
148
осевое деформирование проявляется независимо от конкретного механизма неупругости и обнаружено у материалов, деформирующихся за счет дислокационных процессов, механического двойникования и обратимых мартенситных
реакций. Осевое деформирование, инициируемое мартенситной неупругостью,
описано для никелида титана в работах [150, 192].
Вместе с тем остается неясным, в какой мере конкретный механизм неупругости сказывается на кинетике осевого деформирования. Ответить на этот вопрос,
сравнивая свойства, например, алюминия и никелида титана, трудно, т. к. детальное физическое толкование обсуждаемого феномена отсутствует. Удобным объектом исследований в этом смысле являются сплавы с мартенситными каналами
неупругости, т.к. у них можно создать существенно различающуюся структуру и
существенно различающиеся способы деформации для выбранного температурнодеформационного режима кручения. Эта мысль поясняется с помощью схемы на
рис. 5.39, на которой показана зависимость концентрации мартенсита от температуры (для одного из объектов, который был выбран при исследовании в рамках
данной работы).
Рис. 5.39 – Зависимость концентрации мартенсита от температуры
В соответствии со схемой на рис.5.39, при температуре меньше МК материал всегда находится в мартенситном состоянии, а при температуре выше АК –
только в аустенитном. В то же время в интервале между МН и АН он может
иметь или структуру мартенсита, либо структуру аустенита. Так, если сплав охладить до температуры, обозначенной литерой «а», а затем нагреть до состояния – «б», он будет иметь структуру мартенсита. В то же время, если сначала
нагреть до состояния, обозначенного литерой «в», а затем охладить до темпера149
туры, обозначенной как «г», состояние будет аустенитным. В результате появляется возможность сравнивать особенности осевого деформирования одного и
того же объекта при одной и той же температуре, но в одном случае с мартенситной структурой, а в другом случае – с аустенитной. Если положение точек
«б» и «г» соотнести к одной и той же температуре и сравнить свойства материала в состояниях «а» и «б», либо «г» и «в», то можно сопоставить характер
поведения сплава с устойчивой мартенситной и с устойчивой аустенитной
структурой. Данная идея была положена в основу настоящих опытов.
В качестве материалов исследований применяли эквиатомный никелид
титана ТН-1 с характеристическими температурами МК = 320 К, МН = 365 К,
АН = 460 К, АК = 520 К. Их знакопеременно закручивали при различных температурах с амплитудой деформации 10%, измеряя возникающие осевые деформации. Кручение осуществляли с обычной для данного типа испытаний
скоростью, равной γ = 4·10-5 с-1.
Основные результаты испытаний иллюстрируются графиками на
рис. 5.40 – 5.41.
Рис. 5.40 – Зависимости осевой деформации от сдвиговой при температуре
деформирования 290 (а), 450 (б) и700 К (в)
150
В первой серии опытов образец закручивали при температуре 290 К, соответствующей расположению точки «а» на рис. 1, затем его нагревали до
450 К, что соответствует точке «б», и продолжали кручение. После того производили нагрев до 700 К, что соответствует расположению точки «в», и вновь
знакопеременно закручивали. Результаты наблюдений в виде диаграмм «γ – ε»
показаны на рис. 5.40.
Из рис. 5.40 видно, что в полном соответствии с [6] увеличение угла закручивания сопровождается ростом осевого удлинения, а в обратном направлении
сначала способствует сокращению длины образца, а потом удлинению и т. д.
Сравнивая данные на рис. 5.40, а с аналогичными результатами на
рис. 5.40, б, которые относятся тоже к мартенситному состоянию, но отвечающему
положению точки «б» на рис. 5.41, можно видеть существенное различие в поведении материла с мартенситной структурой. Действительно, рис. 5.40, б показывает,
что на первом этапе кручения происходит не удлинение, а сокращение образца, которое лишь при смене направления кручения трансформируется в удлинение. Эта
особенность прослеживается и в последующих циклах кручения, причем с характерной площадкой в левой части диаграммы на рис. 5.40, б.
Таким образом, одной и той же мартенситной структуре никелида титана
отвечают существенно неодинаковые диаграммы γ – ε, в зависимости от того,
насколько равновесен мартенсит.
Свойства аустенита при температуре 700 К, соответствующие точке «в»
на рис. 5.39, иллюстрируются диаграммой на рис. 5.40, в. Она ecтественно сильно отличаются от таковой для мартенсита. Эта особенность прослеживается и в
последующих циклах кручения, причем с характерной площадкой в левой части диаграммы на рис. 5.40, б.
Таким образом, одной и той же мартенситной структуре никелида титана
отвечают существенно неодинаковые диаграммы γ – ε, в зависимости от того,
насколько равновесен мартенсит.
В другой серии опытов образец нагревали до температуры 700 К, соответствующей точке «в» на рис. 5.39, и только потом производили знакопеременное кручение. Результат эксперемента представлен на рис. 5.41, в. Затем металл охлаждали
до температуры 450 К, что отвечало положению точки «г» на рис. 5.39, и продолжали кручение. Поведение образца представлено диаграммой на рис. 5.41, б. Качественно диаграммы на рис. 5.41, в и рис. 5.40, в аналогичны.
Они совпадают в основных деталях и в средней части и на крайних правой и левой ветвях, где, по-видимому, проявляются эффекты сверхупругости. В
то же время бросается в глаза существенная разница в особенностях осевого
151
деформирования аустенита (рис. 5.41, б) и мартенсита (рис. 5.40, б) в условиях
кручения при одной и той же температуре 450 К.
Рис. 5.41 – Зависимости осевой деформации от сдвиговой при температуре
деформирования 290 (а), 450 (б) и 700 К (в)
Понижение температуры до 290 К, т. е. перевод материала в состояние
мартенсита, сопровождается восстановлением основных свойств, связанных с
эффектом осевого деформирования, и характерных для мартенсита. Это видно
из сравнения рис. 5.41, а и рис. 5.40, а. Подчеркнем, что диаграммы на рис. 5.40,
как и диаграмма на рис. 5.41, относятся не к различным образцам, а в каждом
из этих случаев к одному образцу, который деформировали в оговоренной выше последовательности. Несовпадение кривых рис. 5.40, а и рис. 5.41, а, а также
на рис. 5.40, в и рис. 5.41, в, следует связывать с влиянием предшествующих
этапов кручения на последующие.
Таким образом, хотя эффект осевого деформирования при кручении проявляется для любых исходных структур, конкретные закономерности явления
существенным образом зависят от структурного состояния материала. Надо полагать, что это обусловлено неодинаковой текстурой, порождаемой кручением
[150, 190-192].
152
Выводы по главе 5
Показана возможность получения значительных неупругих осевых деформаций при кручении или сдвиговых при одноосном деформировании. Установлено, что ортогональные деформации способны вызывать как возврат,
так и накопление «исходных» деформаций в зависимости от способа получения последних.
Термомеханическая тренировка существенныи образом влияет на деформационные отклики сплава. Исследование влияния термоцикличекой предыстории на физико-механичекое поведение металлов позволит разработать
научно-обоснованные методы производства материалов данного класса с повышенными эксплуатационными характеристиками.
Найдено, что подавляющее большинство свойств мартенситной неупругости
могут быть инициированы изотермическим путем. На основе проведенного исследования можно утверждать, что мартенситная неупругость никелида титана, инициируемая догрузками в мартенситном и разгрузками в аустенитном состояниях,
зависит от вида напряженно-деформированного состояния и разности интенсивностей касательных напряжений на этапах нагревания и охлаждения.
В процессе механоциклирования по нормальным и касательным напряжениям обнаружен весь спектр свойств мартенситной неупругости у сплавов
Mn–Cu, Ti–Ni и Cu–Al–Mn, таких, как обратимое изменение деформации, т. е.
явления механоциклической памяти формы и пластичности прямого превращения, а так же явление механоциклической ползучести, приводящее к накоплению необратимой деформации в сторону действующих статических
напряжений.
Обнаруженo, что в Ti–Ni при механоциклировании по режиму «растяжение – разгрузка – сжатие – разгрузка» при постоянных касательных напряжениях может достигаться явление механоциклического возврата, которое приводит
к одностороннему восстановлению деформации от цикла к циклу в направлении, противоположном направлению действия касательных напряжений.
Установлено, что материалам с ОМП свойственен эффект осевого деформирования при кручении. Показано, что характер осевого деформирования при
кручении образцов из сплава ТН-1 существенно зависит от температуры и фазового состояния материала.
153
Глава 6. Теоретическое описание поведения материалов с каналами
мартенситной неупругости при термоциклировании под нагрузкой
Материалы с эффектом памяти формы представляют большой интерес
как с научной, так и с практической точки зрения. О сказанном свидетельствуют многочисленные применения названных материалов в качестве рабочего тела исполнительных механизмов многоразового и одноразового действия
термореле, фиксаторов элементов конструкций, компенсаторных устройств и
т. д. [165, 193]. Материалам названного класса посвящено множество теоретических работ, направленных на описание деформационного поведения материалов в условиях теплосмен как в нагруженном, так и разгруженном
состоянии. Наибольшего развития получила так называемая структурноаналитическая теория прочности Лихачева В. А. и Малинина В. Г. [45].
В основе названной теории лежат следующие теоретические представления. Считается, что обратимая деформация материала, реализуемая при теплосменах, обусловлена сдвиговой составляющей дисторсии кристаллической
решетки D 31 , вызванной обратимым мартенситным фазовым переходом. Последователи структурно-аналитической теории прочности в расчетах, выполняемых для сплавов на основе никелида титана, принимают D31 ≈ 0,15 . Такой
подход, на первый взгляд, кажется, вполне разумным и имеет прямое экспериментальное подтверждение: считается, что обратимая деформация, обусловленная мартенситными переходами, может составлять 0,1-0,2%.
Таким образом, в рамках предложенной концепции предполагается, что
D 31 является некоторым структурным параметром, задающим деформационный
«масштаб» обратимого мартенситного перехода. Это утверждение позволяет
авторам структурно-аналитической теории прочности [45] находить скорость
=D Ф
. Данное соотношение показывалокальной микродеформации в виде β
31
31
ет, что «масштаб» обратимой деформации однозначно определяется величиной
структурного параметра D 31 . Однако этот факт находится в противоречии с
данными многолетних экспериментальных исследований, полученными при
термоциклировании через интервалы мартенситных переходов нагруженных
цилиндрических образцов в условиях кручения и при сложном напряженном
состоянии [148, 154, 166, 194].
В названных работах показано, что величина обратимой деформации,
обусловленная эффектом памяти формы – γП, зависит от числа термоциклов – N
и может существенно зависеть от предварительной ТМО, причем в последнем
154
случае γП для обработанных образцов может в несколько раз превосходить исходную величину для необработанных образцов.
Учитывая эти обстоятельства, была предпринята попытка дать феноменологическое описание эволюции обратимого формоизменения материалов с эффектом памяти формы при термоциклировании под нагрузкой.
6.1. Описание эволюции обратимого формоизменения для
необработанного материала с эффектами памяти формы
при термоциклировании под нагрузкой
Экспериментальная часть в данном направлении была выполнена в режиме кручения для образцов, имеющих форму сплошного цилиндра, поэтому
при дальнейшем изложении материала будем пользоваться терминологией: касательные напряжения – τ, угловая деформация – γ. На рис. 6.1 дана характерная зависимость угловой деформации от температуры при термоциклировании
материала через интервалы мартенситных переходов под постоянным напряжением. Кривая 1 отвечает возврату деформации при нагревании, т. е. эффекту
памяти формы γп, а кривая 2 – ее накоплению при охлаждении эффекту пластичности прямого превращения – γпп. Из сопоставления кривых 1 и 2 видно,
что γпп > γп, что обеспечивает определенную незамкнутость термомеханического гистерезиса ∆γ = γ ПП − γ П . Как правило, соотношение ∆γ / γ П мало и не превышает 0,01-0,05 %, поэтому в дальнейшем в качестве термина обратимой
деформации будем использовать γ = γ П ≈ γ ПП .
Рис. 6.1 – Зависимость угловой деформации от температуры при
термоциклировании материала с памятью формы под постоянной нагрузкой
155
На рис. 6.2 представлена экспериментальная зависимость обратимой деформации от числа термоциклов для никелида титана, аналогичные зависимости наблюдали в работе [153], для марганцемедных сплавов [60]. Из хода
кривых видно, что величина обратимой деформации возрастает по мере термоциклирования и через некоторое число циклов выходит на насыщение.
Рис. 6.2 – Зависимость обратимой памяти формы от числа циклов при
термоциклировании сплава ТН-1 под постоянной нагрузкой:
кривая 1 – τ = 100 МПа; кривая 2 – τ = 200 МПа; кривая 3 – τ = 300 МПа
Схематизация данных зависимостей представлена на рис. 6.3.
Рис. 6.3 – Схема зависимости обратимой деформации от числа циклов
156
Приведенный на рисунке 6.3 вид кривых позволяет предположить, что
аппроксимирующие кривые могут быть найдены как решения линейного неоднородного дифференциального уравнения (7.1):
dγ
(6.1)
γ + k1
= γ o (τ, ∞ ) = γ 0 ( τ) ,
dN
где N – число термоциклов; k1 – некоторый безразмерный коэффициент, зависящий от τ; γ 0 ( τ) – асимптотическое значение величины обратимой деформации, достигаемой в процессе термоциклирования при фиксированном значении
касательных напряжений τ при бесконечном числе термоциклов:
(6.2)
γ 0 ( τ ) = lim γ 0 ( τ , N ) .
N→∞
Предельная величина обратимой деформации при стремлении числа термоциклов к бесконечности является математической идеализацией, так как реальный образец обязательно разрушится, когда число циклов достигнет
некоторой предельной, но конечной величины.
Очевидно дифференциальное уравнение (6.1) должно быть замкнуто некоторым начальным условием, выражающим простой физический смысл, о том,
что эффект обратимого формоизменения отсутствует до тех пор, пока не начнется термоциклирование:
γ (0) = 0 .
(6.3)
Решая неоднородное дифференциальное уравнение (6.1) совместно с начальным условием (6.3) и учитывая соотношение (6.2), получаем:
N
− ⎤
⎡
k
(6.4)
γ = γ 0 ( τ) ⋅ ⎢1 − e ⎥ .
⎦
⎣
Многочисленные экспериментальные данные свидетельствуют о том, что
насыщение достигается тем быстрее, чем меньше уровень действующих напряжений τ, а следовательно, в первом приближении коэффициент k1 можно
1
представить в виде:
a
k 1 = k 1 ( τ) = ,
τ
где а – некоторая константа материала.
Тогда решение (6.4) примет окончательный вид:
(6.5)
N
Nτ
− ⎤
−
⎡
⎡
⎤
k
(6.6)
γ = γ 0 ( τ) ⋅ ⎢1 − e ⎥ = γ 0 ( τ) ⋅ ⎢1 − e а ⎥ .
⎣
⎦
⎣
⎦
Аналогичные схематизированные зависимости обратимой деформации
могут быть построены и при изменении напряжения для фиксированного числа
циклов (рис. 6.4).
1
157
Рис. 6.4 – Схема зависимости обратимой деформации от напряжения
В этом случае аппроксимирующие кривые будем находить как решение
линейного неоднородного дифференциального уравнения (6.7):
γ + k2
dγ
= γ o (∞, N ) = γ 0 ( N ) ,
dτ
(6.7)
где τ – напряжение термоциклирования; k 2 – некоторый безразмерный коэффициент, зависящий от N; γ 0 (N) – асимптотическая величина обратимой деформации, которая реализовывалась в N - ом цикле, если бы материал обладал
бесконечно высокой прочностью при термоциклировании под бесконечно
большим напряжением:
γ 0 ( N ) = lim γ 0 ( τ, N ) .
(6.8)
τ→ ∞
Из рис. 6.4 следует, что граничным условием для уравнения (6.7) следует
взять соотношение (6.3).
Решая дифференциальное уравнение (6.7) с учетом начального условия
(6.3), находим:
ф
⎛
−
⎜
k
γ = γ 0 ( N)⎜1 − e 2
⎜
⎜
⎝
⎞
⎟
⎟.
⎟
⎟
⎠
(6.9)
Введем понятие γ max , некоторой гипотетической величины деформации,
которая была бы достигнута при термоциклировании бесконечно прочного
материала за бесконечное число циклов и под бесконечно большим напряжением (6.10):
158
γ max = lim γ 0 ( τ, N ) .
(6.10)
τ→∞
N →∞
Запишем аналогичные дифференциальные уравнения для γ 0 ( τ) и γ 0 ( N ) .
Решая уравнения (6.11) и (7.12), будем иметь:
dγ 0 (N )
= γ max ,
dN
dγ (τ)
= γ max ,
γ 0 ( τ) + k 2 0
dτ
γ 0 (N ) + k 1
(6.11)
(6.12)
N
⎡
− ⎤
k
γ 0 (N ) = γ max ⎢1 − e 1 ⎥ ,
⎢
⎥
⎣
⎦
(6.13)
τ ⎤
⎡
−
γ 0 (τ) = γ max ⎢1 − e k 2 ⎥ .
⎥
⎢
⎦
⎣
(6.14)
Объединяя уравнения 6.13 и 6.14, получаем:
τ
N ⎞⎛
⎛
−
−
⎜
⎟
k ⎜
k
γ = γ (τ, N) = γ max ⎜1 − e 1 ⎟⎜1 − e 2
⎜
⎟⎜⎝
⎝
⎠
⎞
⎟
⎟.
⎟
⎠
(6.15)
Опытная верификация основных параметров ( γ max , k1 , k 2 ) осуществлялась
путем регрессионного анализа экспериментальных данных по трем сериям испытаний при различных напряжениях «обработки» (τ = 100 МПа, 200МПа, 300
МПа), чтобы аналитическая функция (6.15) приближала экспериментальные
точки с наименьшей среднеквадратичной погрешностью. Расчет выполнен в
программном пакете автоматического решения математических задач Mathcad
2001. На рис. 6.5 представлены расчетные (сплошные линии) зависимости при
средних значениях коэффициентов
γ max = 9,72 ± 0,07 ,
k1 = 1,17 ± 0,08 ,
k 2 = 120 ± 3 , наилучшим образом ( R 2 = 0,98 ) приближающие экспериментальные (пунктирные линии) данные.
159
Рис. 6.5 – Зависимости обратимой деформации от числа циклов
при напряжении ф=100 МПа (а), ф=200 МПа (б), ф=300 МПа (в)
В таблице 6.1 представлены прогнозируемые и экспериментальные значения обратимой деформации для различных напряжений термоциклирования.
Таблица 6.1 – Значения обратимой деформации
160
6.2. Описание эволюции обратимого формоизменения для материала с
эффектами памяти формы, прошедшего предварительную
термомеханическую обработку, при термоциклировании под нагрузкой
На рис. 6.6 показана схематизированная зависимость сдвиговой деформации от числа циклов для материала, прошедшего термомеханическую обработку, и необработанного материала. Кривая 3 соответствует деформационному
отклику образца, не прошедшего предварительную ТМО, при термоциклировании под напряжением τ1. Кривая 1 показывает изменение деформации образца
после термомеханического воздействия, при термоциклировании под напряжением τ2. Если при некотором фиксированном значении термоциклов N 2 материал подвергнуть последующему термоциклированию под напряжением τ1, то
величина деформационного отклика будет уменьшаться – кривая 2. На графике
отчетливо видно, что предварительное термомеханическое воздействие повышает значения деформационных откликов (кривая 2 проходит выше кривой 3).
Рис. 6.6 – Схема зависимости обратимой деформации от числа циклов:
для материала, прошедшего предварительную обработку (кривая 1, 2); для
необработанного материала (кривая 3)
Тогда сдвиговая деформация для первого участка согласно (6.15) будет
иметь вид:
ф
N ⎞⎛
⎛
−
− 2
⎟
⎜
⎜
k
k
γ = γ (τ, N) = γ max ⎜1 − e 1 ⎟⎜1 − e 2
⎟⎜
⎜
⎠⎝
⎝
Из (7.5) и (7.16) следует, что:
161
⎞
⎟
⎟.
⎟
⎠
(6.16)
τ
τ2 ⎞
aN 2 ⎞⎛
⎛
−
−
⎜
k2 ⎟
τ2 ⎟⎜
γ = γ ( τ 2 , N 2 ) = γ max ⎜1 − e
⎟⎜ 1 − e
⎟.
⎟
⎟⎜
⎜
⎠
⎠⎝
⎝
(6.17)
Соответствующее решение дифференциального уравнения (6.1) для описания деформации, при последующем термоциклировании под напряжением τ1,
будет выглядеть следующим образом:
γ = γ[τ, N, τ тр , N тр ] = γ[τ, N, τ2 , N 2 ] = А + Ве
−
а(N−N2 )
τ1
; N ≥ N2 ,
(6.18)
где γ[τ, N, τ тр , N тр ] – величина деформации как функция от τ и N после предварительной ТМО под напряжением τтр в течение числа циклов, равных N тр ;
А и В – константы, которые могут быть найдены из соответствующих дополнительных условий (6.19) и (6.20):
γ[τ 2 , N 2 , τ 2 , N 2 ] = А + В = А + Ве
−
а ( N−N2 )
τ1
= γ(τ2 , N 2 ) ,
(6.19)
⎡τ − τ ⎤
γ[τ1 , ∞, τ2 , N 2 ] = А = γ тр ( τ1 , τ2 , N 2 ) + ⎢ 2 1 ⎥ γ об ( τ2 , N 2 ) ,
⎣ τ2 ⎦
(6.20)
где γ об ( τ 2 , N 2 ) – обратимая память формы, обусловленная предварительным термоциклированием под напряжением τ2 в течение N 2
– термоциклов, а
γ тр ( τ1 , τ 2 , N 2 ) – эффект памяти формы, реализуемый при N → ∞ при термоцикли-
ровании под напряжением τ1, но после вышеуказанной ТМО под напряжением τ2.
Откуда находим:
⎡τ − τ ⎤
B = γ ( τ2 , N 2 ) − γ1тр ( τ1 , τ2 , N 2 ) − ⎢ 2 1 ⎥ γ об ( τ2 , N 2 ) .
⎣ τ2 ⎦
(6.21)
Из (7.19); (7.20) и (7.21) получаем:
⎡τ − τ ⎤
γ = γ [ τ1 , N, τ2 , N 2 ] = γ1тр (τ1 , τ2 , N 2 ) + ⎢ 2 1 ⎥ γ об (τ2 , N 2 ) +
⎣ τ2 ⎦
−
а ( N − N2 )
(6.22)
τ1
⎡
⎤
⎡τ − τ ⎤
.
+ ⎢ γ (N 2 ) − γ1тр (τ1 , τ2 , N 2 ) − ⎢ 2 1 ⎥ γ об (τ2 , N 2 ) ⎥ ⋅ е
τ
⎣ 2 ⎦
⎣
⎦
В выражении (6.23) предполагается, что инициатором эффекта памяти
формы является напряжение, действующее в процессе термоциклирования, т.е.
, N2 ) = 0 .
имеем начальное условие γ (0, ∞, τ
2
На рис. 6.7 представлены опытные зависимости отношения β от α, [193],
где:
β=
γ тр
γ
,α=
162
τ тр
τ
.
(6.23)
Рис. 6.7 – Зависимости отношения установившихся деформаций, обусловленных
ЭПФ для обработанных и необработанных образцов γП,тр/γП
при τтр = 200 (1) и 250 МПа(2), сплав ТН-1
Кривая 1 (рис. 6.7) отвечает напряжению ТМО τ = 200 МПа, а кривая 2
(рис. 6.7) – τ = 250 МПа. Кривая 1 от кривой 2 отличается уровнем напряжений
ТМО, сравнивая их легко понять, что при α = const и τ тр → 0 ; τ → 0 ; соответствующий отклик β → 1 .
В табл. 6.2 приведены данные значений β для фиксированного значения
α = 4,8 и различных значений напряжений ТМО, полученных из экспериментальных данных, показанных на рис. 6.7.
Таблица 6.2 – Данные экспериментальных исследований
Α
фтр
Β
4.8
0
1,0
4.8
200
1,2
4.8
250
2,4
По приведенным в табл. 6.2 значениям построен график зависимости β от
α (рис. 6.8).
163
Рис. 6.8 – Зависимость величины параметра β от фтр при α = 4,8
Графическая зависимость рис. 6.8 свидетельствует о том, что степень
ТМО заметно увеличивается с ростом значения напряжения ТМО.
Ранее предполагалось, что кривые на рис. 6.7 построены для установившихся термоциклов, т. е. формально при N → ∞.
Записывая соотношение (6.24) в терминах настоящей главы, получаем:
γ1тр ( τ1 , τ 2 , N 2 ) = βγ ( τ1 ) ,
(6.24)
где γ1 – предельная деформация, достигаемая при термоциклировании необработанного материала под напряжением τ1 (рис. 6.8).
Откуда окончательно соотношение (6.22) принимает вид:
⎡τ − τ ⎤
γ = γ [ τ1 , N, τ2 , N 2 ] = βγ (τ1 ) + ⎢ 2 1 ⎥ γ об (τ2 , N 2 ) +
⎣ τ2 ⎦
⎡
⎤
⎡τ − τ ⎤
+ ⎢ γ (N 2 ) − βγ (τ1 ) − ⎢ 2 1 ⎥ γ об (τ2 , N 2 ) ⎥ ⋅ е
⎣ τ2 ⎦
⎣
⎦
−
(6.25)
а ( N − N2 )
τ1
.
Для никелида титана величина обратимой деформации, как правило, существенно меньше деформации, обусловленной эффектом обратимого формоизменения под нагрузкой, т.е. γ об << γ [1], тогда выражение (6.25) примет вид:
γ = γ[τ1 , N, τ2 , N 2 ] = βγ ( τ1 ) + [γ ( N 2 ) − βγ ( τ1 )]⋅ е
−
а ( N −N2 )
τ1
.
(6.26)
Однако выражение (6.26) правомерно не для всех материалов, например
для марганцемедных сплавов с содержанием марганца от 52 до 88 % справедливо следующее: γ об / γ ≈ 0,15 − 0,30 [79]. Поэтому для описания деформации
при термоциклировании после предварительной ТМО следует использовать
выражение (6.25).
164
Выводы по главе 6
Из приведенных выше результатов следует, что разработана феноменологическая модель, позволяющая аналитически описывать эволюцию обратимого
формоизменения материалов с эффектом памяти формы при термоциклировании под нагрузкой, в том числе и после предварительной термоциклической
обработки. Данная модель действует для случая термоциклирования материала
через интервалы мартенситных переходов под постоянной нагрузкой, однако
при определенной доработке она может быть распространена и для других режимов термоциклирования.
165
Заключение
Подводя окончательный итог, можно сказать следующее. В данный момент
можно утверждать с полной уверенностью, что создан новый класс металлов и
сплавов с мартенситной неупругостью, который по своим функциональномеханическим свойствам существенно отличается от таковых для обычных конструкционных материалов. Необычность и разнообразие функциональномеханических свойств названных материалов дают возможность использовать их
в разнообразных инженерно-технических задачах [2-5, 51, 137]. Материалы данной работы, свидетельствуют о том, что функционально-механические свойства
сплавов с каналами МН в целом достаточно подробно изучены, это позволяет говорить о создании экспериментальных основ для механики сред с мартенситной
неупругостью. Выполнена серия систематических, экспериментальных исследований механического поведения материалов при сложных температурно-силовых
воздействиях в условиях проявления мартенситной неупругости, а именно:
1) Исследовано влияние предварительной термомеханической обработки
на эффекты ОФИ при термоциклировании под нагрузкой и в свободном
состоянии.
2) Изучены эффекты мартенситной неупругости в условиях проявления
ЦПФ при сложном нагружении.
3) Изучено поведение материала в условиях производства механической
работы.
4) Исследовано влияние вида напряженного состояния и предварительной
термоциклической предыстории на характеристики ЦПФ и работоспособность материалов.
5) Определены деформационные эффекты в сплавах с мартенситной неупругостью при изотермическом деформировании материалов в условиях
механоциклирования.
6) Изучены эффекты осевого деформирования при изотермическом кручении материалов с каналами мартенситной неупругости.
7) Создана феноменологическая модель, позволяющая аналитически описывать эволюцию обратимого формоизменения материалов с эффектом памяти формы при термоциклировании под нагрузкой, в том числе и после
предварительной термоциклической обработки.
На основе указанных исследований экспериментально установлено и
подтверждено расчетом, что для всех исследуемых сплавов Ti–Ni, Ti–Ni–Cu,
Cu–Al–Mn и Cu–Mn, независимо от конкретного вида микродеформации, имеющего место в процессе реализации МН, справедливы следующие положения:
166
• Установлено, что для любого режима термоциклирования материал демонстрирует, как правило, необратимое формоизменение, направленное
на увеличение общей деформации в сторону внешней силы. Начиная с
некоторого числа термоциклов, формоизменение становится частично, а в
случае низкого уровня действующих напряжений – и полностью обратимым. В режимах термоциклирования, когда напряжения при нагревании и
охлаждении постоянныи в режимах, когда напряжения нагрева равны нулю, а напряжения охлаждения отличны от нуля, начиная с определенного
числа циклов реализуется эффект памяти формы с соответствующими
деформационными откликами γп, а на этапах охлаждения всегда имеет
место эффект пластичности прямого превращения, чему отвечают деформации γпп. В режиме испытания, когда напряжения охлаждения равны
нулю, а напряжения нагрева отличны от нуля, при охлаждении деформационных эффектов не обнаружено. Однако, на этапе нагревания, начиная
с некоторого числа термоциклов, обнаруживали устойчивый эффект реверсивного формоизменения (ЭРФ).
• Установлено, что все перечисленные деформационные отклики монотонно возрастают с ростом действующих напряжений. Однако их значение
можно увеличить, применяя предварительную термоциклическую обработку по любому из указанных режимов под напряжениями, превышающими исходные. Показано, что предварительная термоциклическая
тренировка может приводить к многократному увеличению обратимой
составляющей деформации. На необратимую составляющую деформации
указанная тренировка, в полном соответствии с аналогичными данными
для марганцемедных сплавов, демонстрирует диаметрально противоположные действие, заметно уменьшая последнюю.
• Показано, что эффект ОПФ в свободном состоянии сопровождается термоциклическим возвратом деформации, величина которого за один термоцикл
достигает 0,2%. Отмечено, что существует тип термоциклического возврата,
реализуемый в виде восстановления деформации при нагревании и сохранения ее неизменной величины при охлаждении.
• Выявлено, что изменение вида напряженного состояния, характеризуемого
параметром Надаи-Лоде, приводит к изменению обратимых деформаций,
характеризующих ЦПФ, и работоспособности материала, а именно: увеличение касательных напряжений приводит к подавлению осевых составляющих деформации и уменьшению работоспособности при кручении, а
увеличение нормальных напряжений дает уменьшение эффекта памяти
167
формы и подавляет работоспособность при растяжении. Отмечено, что максимальное значение интенсивности сдвиговой деформации и работоспособности материалов достигается при растяжении, наименьшее – при кручении
и промежуточное – при совместном растяжении с кручением.
• Установлено, что для повышения работоспособности материала ТН–1
существуют эффективные режимы термомеханической обработки. Показано, что данные режимы ТМО позволяют увеличить работоспособность
более чем в четыре раза.
ƒ
Установлено, что в процессе механоциклирования по нормальным и касательным напряжениям обнаружен весь спектр свойств мартенситной неупругости у сплавов Mn–Cu, Ti–Ni и Cu–Al, аналогичный таковым при
термоциклировании. А именно: обратимое изменение деформации, т. е. явления
механоциклической памяти формы и пластичности прямого превращения, а так
же явление механоциклической ползучести, приводящее к накоплению необратимой деформации в сторону действующих статических напряжений. Указанное обстоятельство необходимо учитывать при дальнейшем развитии методов
МДТТ для механического описания сред с мартенситной неупугостью.
В результате теоретических исследований разработана феноменологическая модель, позволяющая аналитически описывать эволюция обратимого формоизменения материалов с эффектом памяти формы при термоциклировании
под нагрузкой, в том числе и после предварительной термоциклической обработки. Данная модель действует для случая термоциклирования материала через интервалы мартенситных переходов под постоянной нагрузкой, однако, при
определенной доработке она может быть распространена и для других режимов
термоциклирования.
На базе структурно-аналитической теории прочности ЛихачеваМалинина [45] создана модель структурно-неоднородной среды с фазовым каналом массопереноса, учитывающая аксиальный тип исходной структуры. Показано, что разработанная математическая модель позволяет удачно
прогнозировать и описывать весь спектр полученных в эксперименте зависимостей, как при активном нагружении, так и в условиях циклической памяти формы. В рамках модели выполнен расчетно-теоретический анализ поведения
материала, обладающего мартенситной неупругостью в режимах термосилового воздействия, аналогичных опыту, который подтвердил влияние вида напряженно-деформированного состояния на деформационные и энергетические
характеристики при активном изотермическом нагружении и в условиях проявления циклической памяти формы [55].
168
Список основных обозначений и сокращений
ОМП – обратный мартенситный переход.
МДТТ – механика деформируемого твердого тела.
ЭПФ – эффект однократной памяти формы.
ПУ – псевдоупругость.
ОПФ – эффект обратимой памяти формы.
ЭРПФ – эффект реверсивной памяти формы.
ППП – пластичность прямого превращения.
ЦПФ – циклическая память формы.
ДОП – деформация ориентированного превращения.
МН – мартенситная неупругость.
ХТМП – характеристические температуры мартенситных переходов.
ТМО – термомеханическая обработка.
ЭПП – эффект пластичности превращения.
ПМП – прямой мартенситный переход.
ВТМО – высокотемпературная термомеханическая обработка.
НТМО – низкотемпературная термомеханическая обработка.
ТИМП – температурные интервалы мартенситных переходов.
МП – мартенситные превращения.
ОФИ – обратимое формоизменение.
ТП – термоциклическая ползучесть.
ТВ – термоциклический возврат.
ПОП – пластичность обратного превращения.
ЭРФ – эффект реверсивного формоизменения.
ТМВ – термомеханическое воздействие.
НДС – напряжённо-деформированное состояние.
Г – интенсивность сдвиговой деформации.
S – интенсивность касательных напряжений.
εпл – деформация, обусловленная ЭПФ.
εобр – обратимая деформация.
МН и МК – температура начала и конца прямых мартенситных переходов.
169
АН и АК – температура начала и конца обратных мартенситных переходов.
Т0 – температура, К.
N – количество термоциклов.
τ– касательные напряжения, МПа.
σ – нормальные напряжения, МПа.
γ – угловая деформация, %.
ε – осевая деформация, %.
170
Библиографический список
1. Лихачев, В. А. Эффект памяти формы [Текст ] / В. А. Лихачев, С. Л. Кузьмин,
З. П. Каменцева. – Л. : Изд. ЛГУ, 1987. – 216 с.
2. Материалы с эффектом памяти формы и их применение [Текст ] : Материалы
семинара. – Новгород : Новгородский политех. инс-т, 1989. – С. 168-257.
3. Миргазизов, М. З. Применение сплавов с эффектом памяти формы в стоматологии [Текст ] / М. З. Миргазизов, В. К. Поленичкин, В. Э. Гюнтер,
В. И. Итин. – М. : Медицина, 1991. – 181 с.
4. Тихонов, А. С. Применение памяти формы в современном машиностроении
[Текст ] / А. С. Тихонов, А. П. Герасимов, И. И. Прохорова. – М. : Машиностроение, 1981. – 80 с.
5. Хачин, В. Н. Сплавы с памятью / В. Н. Хачин, В. И. Итин. – М. : Общ-во
«Знание» РСФСР, 1984. – 40 с.
6. Беляев, С. П. Эффект памяти формы при сложном нагружении [Текст ] /
С. П. Беляев, З. П. Каменцева, [и др.] // Пробл. прочности. – Л. : 1987. – № 6. –
С. 81-84.
7. Писаренко, Г. С. Пластичность и прочность при нестационарных нагружениях [Текст ] / Г. С. Писаренко, Н. С. Можарский, Е. А. Антипов. – Киев : Наукова
думка, 1984. – 216 с.
8. Антипов, Е. Е. Предельная пластичность материалов в условиях сложного
программного нагружения [Текст ] / Е. Е. Антипов // Вестник Киевского политех. инс-та. – К. : 1985. – Вып. 7. – С. 3-6.
9. Блинов, Э. И. Аналитическое описание временных эффектов деформации при
сложном нагружении [Текст ] / Э. И. Блинов // Пробл. прочности. – Л. : 1989. –
№ 6. – С. 47-52.
10. Вавакин, А. С. Исследование влияния временных эффектов на пластическое деформирование стали при сложном нагружении [Текст ] / А. С. Вавакин,
В. В. Викторов и [др.] // АН СССР. Ин-т пробл. механики. – М. : 1984. –
№ 235. – 39 с.
11. Гигняк, Ф. Ф. Исследование закономерностей циклической ползучести стали
15Х2НМФА в условиях сложного напряженного состояния [Текст ] /
Ф. Ф. Гигняк, М. В. Сторчак, Т. Н. Можарская // Пробл. прочности. – Л. : 1983. –
№ 10. – С. 29-34.
171
12. Ильюшин, А. А. Пластичность. Основы математической теории [Текст ] /
А. А. Ильюшин. – М. : Изд. АН СССР, 1963. – 271 с.
13. Ильюшин, А. А. Вопросы теории пластичности [Текст ] / А. А. Ильюшин. –
М. : Изд. АН СССР, 1961.
14. Ильюшин, А. А. Основы математической теории термоупругости [Текст ] /
А. А. Ильюшин, Б. Е. Победря. – М. : Наука, 1970. – 280 с.
15. Кадашевич, Ю. И. Статистическая теория пластичности, учитывающая вид
напряженного состояния [Текст ] / Ю. И. Кадашевич, А. М. Луценко, С. П. Помыткин // Исследование по механике строительных конструкций и материалов. –
Л. : Изд. Л. инж.-строит. инc-та, 1989. – С. 75-78.
16. Кадашевич, Ю. И. Статистическая теория пластичности, учитывающая
влияние параметра Лоде [Текст ] / Ю. И. Кадашевич, С. П. Помыткин // Известия АН СССР. Механика твердого тела. – М. : 1990. – № 3. – С. 91-95.
17. Кадашевич, Ю. И. Учет фазы подобия девиаторов течения [Текст ] /
Ю. И. Кадашевич, С. П. Помыткин // Судостроительная промышленность (сер.
Проектирование судов). – Л. : 1991. – Вып. 17. – С. 21-25.
18. Кадашевич, Ю. И., Теория ползучести металлических материалов, учитывающая влияние фазы подобия девиаторов [Текст ] / Ю. И. Кадашевич, С. П. Помыткин // Прикладная механика и техническая физика. – 1992. – № 5. – С. 138-142.
19. Кадашевич, Ю. И. Учет фазы подобия девиаторов в теории ползучести
[Текст ] / Ю. И. Кадашевич, С. П. Помыткин // Известия РАН. Механика твердого тела. – М. : 1992. – № 5. – С. 129-133.
20. Кадашевич, Ю. И. Неизотермическая теория неупругости, учитывающая фазу подобия девиаторов [Текст ] / Ю. И. Кадашевич, С. П. Помыткин // Термовязкоупругопластичекие процессы деформирования элементов конструкций,
27–29 мая 1992г.: тез. докл. научн. совещ. cтран СНГ. – К. : 1992. – 31 с.
21. Кадашевич, Ю. И. Новые принципы составления определяющих соотношений эндохронной теории пластичности при конечных деформациях [Текст ] /
Ю. И. Кадашевич, С. П. Помыткин // Машины и аппараты целлюлознобумажного производства. – СПб. : изд. СПбГТУРП, 1996. – С. 124-127.
22. Ламашевский, В. П. Экспериментальное исследование эффекта масштаба
при деформировании серого чугуна в условиях сложного напряженного состояния [Текст ] / В. П. Ламашевский, А. А. Лебедев, П. Т. Алфимов // Пробл. прочности. – Л. : 1987. – № 2. – С. 32-25.
172
23. Лебедев, А. А. Экспериментальное исследование процессов деформирование стали по двухзвенным траекториям [Текст ] / А. А. Лебедев, Б. И Ковальчук, Н. М. Кульчицкий, А. Ф. Хакимов // Пробл. прочности. – Л. : 1988. – № 3. –
С. 7-10.
24. Писаренко, Г. С. Деформирование и прочность материалов при сложном
напряженном состоянии [Текст ] / Г. С. Писаренко, А. А. Лебедев. – К. : Наукова думка, 1976. – 415 с.
25. Писаренко, Г. С. Экспериментальное исследование закономерностей деформирования углеродистой стали в условиях сложного напряженного состояния [Текст ] / Г. С.Писаренко, А. А. Лебедев, В. П. Ламашевский // Пробл.
прочности. – Л. : 1969. – № 5. – С. 42-47.
26. Работнов, Ю. Н. Механика дефомируемого твердого тела
[Текст ]
/
Ю. Н. Работнов. – М. : Наука, 1988. – 711 с.
27. Работнов Ю. Н. Ползучесть элементов конструкций [Текст ] / Ю. Н. Работнов. – М. : Наука, 1966. – 752 с.
28. Falk, F. Three-dimensional Landau theory describing the martensitic phase transformation of shape-memory alloys [Текст ] / F. Falk, P. Konopka // J. Phus. Condens.
Matter. – 1990. – V.2. – № 1. – C. 61 – 77.
29. Jornal of the Mechanics and Phusics of Solids. – 1975. – Vol. 23. – N 5. –
P. 295 – 323.
30. Jornal of the Mechanics and Phusics of Solids. – 1977. – Vol. 25. – P. 409 – 421.
31. Jornal of the Mechanics and Phusics of Solids. – 1981. – Vol. 29. – N. 1. –
P. 51 – 67.
32. Lin, Y. F. The effect of triaxial stress on ductility and fracture morphology of ferritic spheroidal graphite cast iron [Текст ] / Y. F. Lin, T. S. Lui, L. H. Chen // Met.
and Mater. Trans. A. – 1994. – Vol. 25. – № 4. – P. 821 – 825.
33. Андреев, Л. С. Экспериментальное исследование пластического деформирования при двухзвенных траекториях нагружения [Текст ] / Л. С. Андреев //
Известия АН СССР. Механика твердого тела. – М. : 1971. – № 4. – С. 143-150.
34. Дощинский, Г. А. Об экспериментальной проверке закона подобия девиаторов в теории пластичности [Текст ] / Г. А. Дощинский // Известия Томского политех. Инс-та. – Томск : 1974. – Т. 188. – С. 20-24.
35. Жуков, А. М. Свойства сплава Д16Т при растяжении с кручением [Текст ] /
А. М. Жуков // Инженерный сборник. – 1960. – Т. 29. – С. 55-62.
36. Коровин, И. М. Экспериментальное определение зависимости напряжение –
деформация при сложном нагружении по траектории с одной точкой излома
173
[Текст ]
/ И. М. Коровин // Инженерный журнал. Механика твердого тела. –
1964. – № 3. – С. 592-600.
37. Лоде, В. Влияние среднего главного напряжения на текучесть металлов
[Текст ] / В. Лоде // Теория пластичности. – М : 1948. – С. 168-205.
38. Никитенко, А. Ф. О влиянии третьего инварианта напряжений на ползучесть
неупрочняющихся материалов [Текст ] / А. Ф. Никитенко // Журнал прикладной
механики и технической физики. – 1969. – № 5. – С. 102-103.
39. Bulletion of the JSME [Текст ] . – 1975. – Vol. 18. – N 125. – P. 1218 – 1225.
40. Bulletion de L′ Academic Polonaise des Sciences [Текст ] / Serie des Sciences
Tecniques. – 1978. – Vol. 26. – N 5. – P. 261 – 272.
41. Ohashi, Y. Effects of complicated deformation history on inelastic deformationbehaviour of metals [Текст ] / Y. Ohashi // Memoirs of the Faculty of Engineering.
Nagoa University. – 1982. – Vol. 34. – N 1. – P. 1 – 76.
42. Taylor, G. The plastic distortion of metals [Текст ] / G. Taylor, Z. Quinney // Philosophical Transactions of the Royaln Society. – London. – 1931. – Ser. A. – N 230. –
P. 323 – 362.
43. Кащенко, М. П. Центры зарождения и волновые схемы роста мартенсита в
сплавах железа [Текст ] / М. П. Кащенко, В. П. Верещагин // Изв. вузов. Физика.
– 1989. – Т. 32. – № 8. – С. 16 – 2029.
44. Кащенко, М. П. Волновая модель роста мартенсита при γ–α превращении в
сплавах на основе железа [Текст ] / М. П. Кащенко. – Екатеринбург : УИФ
«Наука», 1993. – 223 с.
45. Лихачев, В. А. Структурно-аналитическая теория прочности [Текст ] /
В. А. Лихачев, В. Г. Малинин. – СПб. : Изд. Санкт-Петербург, 1993. – 471 с.
46. Лихачев, В. А. Новая концепция пластичности, основанная на идеях о многоуровневом развитии процессов массопереноса [Текст ] / В. А. Лихачев,
В. Г. Малинин // Моделирование на ЭВМ дефектной структуры кристаллов:
cборник научных работ ФТИ им. Иоффе. – Л. : 1987. – С. 112-131.
47. Лихачев, В. А. Об уравнениях общей теории пластичности кристаллов
[Текст ] / В. А. Лихачев, В. Г. Малинин // Изв. вузов: Физика. – 1988. – № 6. –
C. 73-78.
48. Лихачев, В. А. Микро и макроповреждаемость кристаллов в двухуровневой
модели [Текст ] / В. А. Лихачев, В. Г. Малинин // Изв. вузов: Физика. – 1988. –
№ 6. – С. 78-81.
174
49. Лихачев, В. А. Новая концепция прочности
[Текст ]
/ В. А. Лихачев,
В. Г. Малинин // Структура и свойства металлических материалов и композиций:
межвузовский сборник. – Новгород : Новгор. политех. инc-т, 1989. – С. 4-31.
50. Лихачев, В. А. Структурно-аналитическая теория прочности в многоуровневой постановке [Текст ] / В. А. Лихачев, В. Г. Малинин // Изв. вузов: Физика,
1990. – № 2. – С. 121-138.
51. Лихачев, В. А. Аналитическое исследование неупругой деформации при
инициировании механизмов массопереноса путем двойникования [Текст ] /
В. А. Лихачев, В. Г. Малинин, Н. И. Гайворонская // Материалы с эффектом
памяти формы и их применение: материалы семинара / Правл. НТО РЭС им.
А. С. Попова. – Новгород : Новгор. политех. инc-т, 1989. – С. 162-164.
52. Абдрахманов, С. А. Деформация материалов с памятью формы при термосиловом воздействии [Текст ] / С. А. Абдрахманов. – Бишкек : Илим, 1991. – 115 с.
53. Мовчан, А. А. Сплавы с памятью формы как объект деформирования механики деформируемого тела [Текст ] / А. А. Мовчан // Научные труды 1 международного семинара «Актуальные проблемы прочности» им. В. А. Лихачева,
XXXIII семинара «Актуальные проблемы прочности», 15-18 октября 1997 : материалы междунар. семинара; Ч.1. – Новгород : НГУ, 1997. – Т.1. – С. 62 – 66.
54. А.с. 1809356 CCCР, G 01 N 3/08. Установка для испытания образцов материалов при сложном напряженном состоянии [Текст ] / В. П. Власов, И. Н. Андронов, Ю. Б. Какулия. – № 4908828/28; заявл. 07.02.91; опубл. 15.043.93, Бюл.
№ 14: черт.
55. Андронов, И. Н. Обратимая память формы медно-марганцевых композиций
[Текст ] : дис. канд. физ. мат. наук: 01.04.07 / И. Н. Андронов. – Л., 1983. – 223 с.
56. Андронов, И. Н. Влияние температурно-силовых режимов на работоспособность плавов с памятью формы [Текст ] / И. Н. Андронов, С. П. Беляев и [и др.] //
Вестник ЛГУ (сер, математика, механика, астрономия). – 1985. – № 1. – С. 54-58.
57. Андронов, И. Н. Деформирование металлов в условиях проявления пластичности превращения [Текст ] / И. Н. Андронов, С. Л. Кузьмин [и др.] //
Пробл. прочности. – 1983. – № 5. – С. 96-100.
58. Андронов, И. Н. Энергоспособность сплава Cu–Mn в условиях реализации
циклической памяти формы [Текст ] / И. Н. Андронов, С. Л. Кузьмин, В. А. Лихачев // Пробл. прочности. – 1983. – № 11. – С. 23-26.
175
59. Андронов, И. Н. Память формы и пластичность ГЦТ → ГЦК превращения в
медномарганцевых композициях [Текст] / И. Н. Андронов, С. Л. Кузьмин,
В. А. Лихачев // Изв. вузов. Цветная металлургия, 1984. – № 2. – С. 86-91.
60. Андронов, И. Н. Исследование обратимой памяти формы в сплавах Cu-Mn
[Текст ] / И. Н. Андронов, С. Л. Кузьмин, В. А. Лихачев // Металлофизика, 1984. –
Т. 6. – № 3. – С. 44-47.
61. Демин, С. А. Формирование двойниковой структуры в сплавах на основе
γ - Mn при ГЦК → ГЦТ превращении [Текст ] / С. А. Демин, А. И. Устинов,
К. В. Чуистов // ФММ. – М.: 1980. – № 3. – С. 553-559.
62.Демин, С. А. О природе объемного эффекта в сплаве MnCu [Текст ] /
С. А. Демин, А. И. Устинов, К. В. Чуистов // Докл. АН СССР. – 1979. – Т. 246. –
№ 1. – С. 77-80.
63. Демин, С. А. Пластическая деформация и восстановление формы Мn–Cu при
ГЦТ→ГЦК превращении в условиях постоянно действующих напряжений
[Текст ] / С. А. Демин, А. И. Устинов, К. В. Чуистов // ФММ. – М. : 1981. – Т. 5. –
№ 1. – С. 203-205.
64. Аравин, Б. П. Эффект памяти формы в марганцемедных сплавах [Текст ] /
Б. П. Аравин, С. Л. Кузьмин, В. А. Лихачев // Металлофизика. – 1981. – Т. 3. –
№ 4. – С. 119-129.
65. Атрошенко, С. А. О динамической рекристаллизации в полосах локализованного сдвига, инициированных ударным нагружением [Текст ] / С. А. Атрошенко,
Ю. И. Мещеряков [и др.] // ФММ. – М. : 1983. – Т. 75. – В. 4. – С. 1326-1350.
66. Атрошенко, С. А. Динамически локализованные области сдвиговой локализации в металлах [Текст ] / С. А. Атрошенко, Н. И. Жигачева, Ю. И. Мещеряков //
Первая международная конференция «Актуальные проблемы прочности»,
26-30 сентября 1994.: тез. докл.; Ч.1. – Новгород : 1994. – С. 87.
67. Атрошенко, С. А. Мартенситные превращения в стали при ударном нагружении [Текст ] / С. А. Атрошенко, Б. К. Барахтин [и др.] // Первая международная конференция «Актуальные проблемы прочности», 26-30 сентября 1994.:
тез. докл.; Ч.1. – Новгород : 1994. – С. 88.
68. Атрошенко, С. А. Области нанокристаллической структуры инициированные ударным нагружением [Текст ] / С. А. Атрошенко, Ю. И. Мещеряков //
Функционально-механические свойства материалов и их компьютерное конструирование: материалы XXIV Межреспубликанского семинара «Актуальные
проблемы прочности», 15-18 июня 1993 г. – Псков : 1993. – С. 287-290.
176
69. Атрошенко, С. А. О визуализации процессов структурной перестройки металлов с помощью жидких кристаллов [Текст ] / С. А. Атрошенко, Н. И. Жигачева [и др.] // Функционально-механические свойства материалов и их
компьютерное конструирование: XXIV Межреспубликанский семинар «Актуальные проблемы прочности», 15-18 июня 1993 г. – Псков : 1993. – С. 305-308.
70. Беляев, С. П. Мартенситная неупругость и эффект памяти формы в условиях
действия давления [Текст ] / С. П. Беляев, С. А. Егоров [и др.] // Сборник докладов 1 Российско-Американского семинара «Актуальные проблемы прочности»,
13-17 ноября 1995.: материалы семинара; Ч.1. – СПб. : Санк – Петербург, 1995. –
С. 11-19.
71. Беляев, С. П. Способность композиций 50Ti-47%Ni-3%Cu превращать тепловую энергию в механическую работу при циклическом изменении температуры [Текст ] / С. П. Беляев, С. Л. Кузьмин, В. А. Лихачев // Пробл. прочности. –
1984. – № 6. – С. 77-80.
72. Беляев, С. П. Эффективность преобразования энергии сплавом Ti–Ni–Cu
[Текст ] / С. П. Беляев, С. Л. Кузьмин, В. А. Лихачев // Прогнозирование механического поведения материалов: материалы XXY Всесоюзного семинара «Актуальные проблемы прочности», 1-5 апреля 1991 г. – Старая Русса : 1991. –
С. 19-20.
73. Беляев, С. П. Влияние сложных силовых режимов на эффект реверсивной
памяти формы [Текст ] / С. П. Беляев, С. Л. Кузьмин [и др.] // Материалы с эффектом памяти формы и их применение: материалы семинара. – Новгород :
1989. – С. 151-153.
74. Беляев, С. П. Реверсивное формоизменение в TiNiCu и TiNiFe [Текст ] /
С. П. Беляев, С. Л. Кузьмин [и др.] // ФММ. – 1989. – Т. 68. – С. 610-611.
75. Беляев, С. П. Моделирование процессов реверсивного формоизменения в
TiNiFe [Текст ] / С. П. Беляев, С. Л. Кузьмин [и др.] // ФММ. – 1989. – Т. 68. –
С. 617-618.
76. Брайнин, Г. Э. Эффекты механической памяти в никелиде титана и сплавах
титан–никель–медь [Текст ] / Г. Э. Брайнин, Б. С. Крылов [и др.] // Вестник ЛГУ
(сер. математика, механика, астрономия). – Л. : ЛГУ, 1983. – № 10. – С. 16-21.
77. Брайнин, Г. Э. Наследование двойниковых границ как механизм памяти
формы [Текст ] / Г. Э. Брайнин, А. Е. Волков, В. А. Лихачев // ФММ. – Т. 55. –
№ 6. – С. 1045-1050.
177
78. Брайнин, Г. Э. Кристаллогеометрия наследования дислокаций при мартенситных превращениях [Текст ] / Г. Э. Брайнин, В. А. Дрибан, В. А. Лихачев //
ФММ. – 1979. – Т. 47. – № 3. – С. 611-619.
79. Винтайкин, Е. З. Структурный механизм обратимого изменения формы в
сплавах на основе марганца [Текст ] / Е. З. Винтайкин, Д. Ф. Литвин // Мартенситные превращения, доклады международной конференции «ICOMAT – 77»,
16-20 мая 1977 г.: материалы конференции. – Киев : 1978. – С. 194-197.
80. Владимирова, Г. В. Теория неизотермической ползучести металлов [Текст ] /
Г. В. Владимирова, В. А. Лихачев, М. М. Мышляев. – Л. : АН СССР. Физ-техн.
инс-т. – 1972. – № 346. – 34 с.
81. Владимирова, Г. В. Неизотермическая ползучесть металлов [Текст ] /
Г. В. Владимирова, В. А. Лихачев, М. М. Мышляев. – Л. : АН СССР. Физ-техн.
ин-т. – 1972. – № 345. – 67с.
82. Войтенко, Ю. В. Никелид титана, как силовой элемент теплового двигателя
[Текст ] / Ю. В. Войтенко, А. Е. Волков, В. А. Лихачев // Материалы с эффектом
памяти формы и их применение: материалы семинара. – Новгород : 1989. –
С. 58-59.
83. Войтенко, Ю. В. Предельные термомеханические циклы никелида титана.
Эксперимент [Текст ] / Ю. В. Войтенко, В. А. Лихачев // Материалы с новыми
функциональными свойствами: материалы семинара. – Боровичи : Боровичиский завод «Горизонт», 1990. – С. 24-27.
84. Воронков, А. В. Влияние состава композиций TiNiCu на энергоспособность
мартенситного двигателя [Текст ] / А. В. Воронков, В. А. Лихачев, Л. Н. Щербакова // Материалы со сложными функционально-механическими свойствами.
Компьютерное конструирование материалов. XXX Межреспубликанский семинар «Актуальные проблемы прочности», 16-19 мая 1994 г.: материалы семинара, Ч. 1. – Новгород : Новгородский госуниверситет НИИ математики и
механики СПбГУ, 1994. – С. 80-84.
85. Давиденков, Н. Н. Необратимое формоизменение металлов при циклическом тепловом воздействии [Текст ] / Н. Н. Давиденков, В. А. Лихачев. – М. :
Машгиз, 1962. – 223 с.
86. Деменков, А. П. Сверхпластичность [Текст ] / А. П. Деменков, В. А. Лихачев, Н. С. Французов. – Л. : АН СССР физ.-техн. инс-т, 1972. – № 343 – 70 с.
87. Деменков, А. П. Природа сверхпластичности [Текст ] / А. П. Деменков,
В. А. Лихачев, Н. С. Французов. – Л. : АН СССР физ.-техн. инс-т, 1972. –
№ 344 – 52 с.
178
88. Займовский, В. А. Эффект обратимого изменения формы в сплавах на основе никелида титана при деформации растяжением [Текст ] / В. А. Займовский,
Л. П. Фаткулина, И. Ю. Хмелевская // Новые конструкционные стали и сплавы
и методы их упрочнения. – М. : 1984. – С. 119-123.
89. Захарова, Н. Н. Большие обратимые деформации и пластичность превращения в композициях TiNiCu [Текст ] / Н. Н. Захарова, С. Л. Кузьмин, В. А. Лихачев // Mеталлофизика. – 1980. – Т. 3. – № 5. – С. 53 – 63.
90. Каменцева, З. П. Исследование сверхупругости и эффекта памяти формы в
металлах при кручении [Текст ] / З. П. Каменцева, С. Л. Кузьмин [и др.] // Мартенситные превращения в металлах и сплавах. Доклады международной конференции «ICOMAT – 77», 16-20 мая 1977 г.: материалы конференции. – Киев :
1979. – С. 150-154.
91. Каменцева, З. П. Механическое поведение железо-марганцевого сплава
вблизи интервала мартенситных превращений [Текст ] / З. П. Каменцева,
С. Л. Кузьмин [и др.] // Исследование упругости и пластичности. – Л. : Из-во
Ленингр. ун-та, 1978. – № 12. – С. 192-219.
92. Козлов, Э. В. Неустойчивость кристаллической решетки накануне структурных фазовых переходов [Текст ] / Э. В. Козлов, Л. Л. Майснер [и др.] // Изв.
вузов. Физика. – 1985. – № 5. – С. 118-126.
93. Кузьмин, С. Л. Пластичность превращения в материалах с обратимыми мартенситными превращениями [Текст ] / С. Л. Кузьмин, В. А. Лихачев // Физика и
электроника твердого тела. – 1977. – вып. 2. – С. 53-80.
94. Кузьмин, С. Л. Энергетические характеристики сплава Cu-Al-Mn для мягкого режима термоциклирования [Текст ] / С. Л. Кузьмин, В. А. Лихачев,
Е. В. Черняева // Функционально - механические свойства материалов и их компьютерное конструирование: материалы XXIX семинара «Актуальные проблемы прочности», 15-18 июня 1993 г. – Псков, 1993. – С. 396-401.
95. Кузьмин, С. Л. Эффекты пластичности превращения и памяти формы при
сложно-напряженном состоянии сплава Cu–Al–Mn [Текст ] / С. Л. Кузьмин,
В. А. Лихачев, Е. В. Черняева // Функционально-механические свойства материалов и их компьютерное конструирование: XXIX Межреспубликанский семинар «Актуальные проблемы прочности», 15-18 июня 1993 г. – Псков : 1993. –
С. 365-370.
96. Кузьмин, С. Л. Эффект ориентированного превращения в никелиде титана
[Текст ] / С. Л. Кузьмин, В. А. Лихачев [и др.] // ФММ. – 1984. – Т. 57. – № 3. –
С. 612-614.
179
97. Курдюмов, Г. В. О природе бездиффузионных мартенситных превращений
[Текст ] / Г. В. Курдюмов // Докл. АН СССР. – 1948. – Т. 60. – № 9. – С. 1543-1546.
98. Курдюмов, Г. В. О термоупругом равновесии при мартенситных превращениях [Текст ] / Г. В. Курдюмов, Л. Г. Хандорс // Докл. АН СССР. – 1949. – Т. 66. –
№ 2. – С. 211-215.
99. Курзенева, Л. Н. Проблема преобразования тепла в механическую работу материалами с эффектом памяти формы [Текст ] / Л. Н. Курзенева, В. А. Лихачев //
Материалы с эффектом памяти формы: сборник докладов 1 РоссийскоАмериканского семинара и XXXI семинара «Актуальные проблемы прочности»,
13-17 ноября 1995 г.: материалы семинара; Ч. II. – Спб., 1995. – С. 125-132.
100. Лескина, М. Л. Оптимизация параметров термомеханического цикла модельного мартенситного двигателя [Текст ] / М. Л. Лескина, В. А. Лихачев,
Л. Н. Щербакова // Материалы со сложным функционально-механическими
свойствами. Компьютерное конструирование материалов: XXX Межреспубликанский семинар «Актуальные проблемы прочности», 16-19 мая 1994 г.: материалы семинара; Ч. 1. – Новгород, 1994. – С. 84-92.
101. Лихачев, В. А. Материалы с эффектом памяти формы и их компьютерное
конструирование [Текст ] / В. А. Лихачев // Компьютерное конструирование материалов (под ред. Акад. В. Е. Панина). – М. : Изв. вузов. Физика, 1995. –
№ 11. – С. 86-105.
102. Лихачев, В. А. Разработка методики и исследования механического поведения сплава TiNi при одновременном действии давления и сдвигового напряжения [Текст ] / В. А. Лихачев, С. П. Беляев, С. А. Егоров // Материалы XXXII
семинара «Актуальные проблемы прочности», посвященного памяти В. А. Лихачева (12-14 ноября 1996). – СПб., 1996. – С. 171-178.
103. Лихачев, В. А. Баромеханический эффект пластичности превращения и баромеханический эффект памяти формы [Текст ] / В. А. Лихачев, В. Г. Малинин,
С. Я. Овчаренко // Материалы с новыми функциональными свойствами: сборник докладов XXIV Всесоюзного семинара «Актуальные проблемы прочности»
(17-21 декабря 1990). – Новгород, 1990. – С. 183-189.
104. Лихачев, В. А. Исследование фазовой макродеформации при термоциклировании в неполном интервале мартенситных превращений [Текст ] / В. А. Лихачев, В. Г. Малинин, С. Я. Овчаренко // Материалы с эффектом памяти формы
и их применение: материалы семинара. – Новгород : Новгородский политехнический инс-т, 1989. – С. 141-143.
180
105. Лихачев, В. А. Термомеханический гистерезис в сплавах CuAlMn в неполном интервале температур фазовых превращений [Текст ] / В. А. Лихачев,
В. Г. Малинин, С. Я. Овчаренко // Материалы с эффектом памяти формы и их
применение: материалы семинара. – Новгород : Новгородский политех. инс-т,
1989. – С. 96-98.
106. Лихачев, В. А. Влияние напряжений и деформаций на характеристические
температуры мартенситных превращений в материалах с эффектом памяти
формы [Текст ] / В. А. Лихачев, Ю. И. Патрикеев // Вестн. ЛГУ (мат., мех., астроном.). – Л. : 1984. – № 5033. – 46 с.
107. Лихачев, В. А. Эффект ориентированного превращения в никелиде титана
[Текст ] / В. А. Лихачев, Ю. И. Патрикеев, В. Н. Шуплецов // ФММ. – 1986. –
Т. 61. – вып. 1. – С. 121-126.
108. А.с. № 1351152 СССР С 22 F 1/04. Способ обработки полуфабрикатов из
сплавов с термоупругими мартенситными превращениями [Текст ] / В. А. Лихачев, И. Н. Андронов [и др.] : – № 4052327/31–02; заявл. 06.03.86.
109. Лободюк, В. А. Эффект памяти формы и тонкая структура мартенсита в
сплаве Cu–Al–Mn [Текст ] / В. А. Лободюк, В. В. Мартынов [и др.] // Металлофизика. – 1976. – Т. 63. – С. 55-60.
110. Малинин, В. Г. Стуктурно-аналитическая теория прочности как методология компьютерного конструирования материалов [Текст ] / В. Г. Малинин //
Вест. Новг. гос. ун-та (сер. естествозн и техн. науки). – Новгород : 1995. –
№ 1. – С. 32-40.
111. Малинин, В. Г. Структурно-аналитическая теория физической мезомеханики материалов [Текст ] / В. Г. Малинин // Вестн. Новг. гос. ун-та (сер. естеств.
и техн. науки). – Новгород : 1997. – № 5. – С. 35-38.
112. Малинин, В. Г. Основы структурно-аналитической теории физической мезомеханики материалов [Текст ] / В. Г. Малинин // Научные труды 1 Международного семинара «Актуальные проблемы прочности» им. В. А. Лихачева и
XXXIII семинара «Актуальные проблемы прочности», 15-18 октября, 1997 г.:
материалы семинара; Ч. 1. – Новгород : 1997. – Т. 1. – С. 19-25.
113. Малинин, В. Г. Структурно-аналитическая модель физической мезомеханики для материалов с эффектом мартенситной неупругости [Текст ] / В. Г. Малинин, Н. А. Малинина // Научные труды 1 Международного семинара
«Актуальные проблемы прочности» им. В. А. Лихачева и XXXIII семинара
«Актуальные проблемы прочности», 15 – 18 октября, 1997 г.: материалы семинара; Ч. 1. – Новгород : 1997. – Т. 1. – C. 26-32.
181
114. Малинин, В. Г. О расчете межфазных структурных напряжений, возникающих на фронте мартенситных превращений [Текст ] / В. Г. Малинин,
Н. А. Малинина // Научные труды 1 Международного семинара «Актуальные
проблемы прочности» им. В. А. Лихачева и XXXIII семинара «Актуальные проблемы прочности», 15-18 октября, 1997 г.: материалы семинара; Ч. 1. – Новгород : НГУ, 1997. – Т. 1. – C. 33-37.
115. Мещеряков, Ю. И. О локальной динамической прочности высокопрочных
вязких сталей [Текст ] / Ю. И. Мещеряков, В. В. Васильков, А. К. Диваков //
Функционально-механические свойства материалов и их компьютерное конструирование: XXIV Межреспубликанский семинар «Актуальные проблемы
прочности» (15-18 июня 1993). – Псков : Псковский филиал СанктПетербургского гос. техн. ун-та, 1993. – С. 293-304.
116. Мартынов, В. В. Мартенситное превращение и эффект памяти в сплавах на
основе меди и железа [Текст ] . Автореферат дис. канд. физ. - мат. наук. – Киев :
1979. – 23 с.
117. Прокошкин, С. Д. Структура и свойства сплава Ti–Ni после деформации и
старения [Текст ] / С. Д. Прокошкин, Л. М. Капуткина [и др.] // Материалы с
эффектом памяти и их применение: материалы семинара. – Новгород : Новгородский политех. инс-т, 1989. – С. 45-48.
118. Прокошкин, С. Д. Влияние ВТМО на структуру и свойства сплава титан –
никель [Текст ] / С. Д. Прокошкин, Л. М. Капуткина [и др.] // Материалы с эффектом памяти и их применение: материалы семинара. – Новгород : Новгородский политех. инс-т, 1989. – С. 48-50.
119. Прокошкин, С. Д. Структура и свойства сплавов Ti–Ni после термомеханической обработки [Текст ] / С. Д. Прокошкин, Л. М. Капуткина [и др.] // Функционально-механические свойства сплавов с мартенситным каналом
неупругости: XXVII межреспубликанский cеминар «Актуальные проблемы
прочности» (15-20 сентября) – Ухта : УГТУ, 1992. – С. 151-154.
120. Прокошкин, С. Д. Термомеханическая обработка как способ эффективного
воздействия на мартенситные превращения и свойства никелида титана [Текст ]
/ С. Д. Прокошкин, Л. М. Капуткина [и др.] // I Российско-Американский семинар в XXXI «Актуальные проблемы прочности» по теме «Новые физические и
механические принципы в компьютерном конструировании материалов с эффектом памяти формы», 13-17 ноября 1995 г.: материалы семинара; Ч. II. –
СПб. : Санкт-Петербург, 1995. – C. 42-49.
182
121. Савинов, А. С. Мартенситные превращения в В2-соединениях на основе
никелида титана [Текст ] / А. С. Савинов, В. П. Сивоха, В. Н. Хачин // Металлофизика. – 1983. – Т. 5. – № 6. – С. 30-36.
122. Савинов, А. С. Структурные переходы в сплавах на основе никелида титана [Текст ] / А. С. Савинов, В. П. Сивоха, В. Н. Хачин. – Томск : Изв. вузов. Физика. – 1984. – 18 с. – Деп. в ВИНИТИ 19.10.84, № 7308 – 84.
123. Тошпулатов, Ч. Х. Эффект реверсивной памяти формы [Текст ] / Ч. Х. Тошпулатов // Вестн. ЛГУ (мат., мех. астроном.). – Л. : 1986. – 15 с. – Деп. в
ВИНИТИ 20. 02. 86, № 4501.
124. Хмелевская, И. Ю. Обратимый эффект запоминания формы, инициированный термоциклированием [Текст ] / И. Ю. Хмелевская, В. Н. Борзунов // Материалы XXVII межресп. семин. «Актуальные проблемы прочности» (15-20
сентября 1992). – Ухта : УГТУ, 1992. – С. 149-151.
125. Хмелевская, И. Ю. Исследование обратимого эффекта запоминания формы
в термически и термомеханически обработанных сплавов на основе TiNi
[Текст ] / И. Ю. Хмелевская, М. И. Лагунова [и др.] // ФММ : 1994. – Т. 78. –
№ 1. – С. 83-88.
126. Хмелевская, И. Ю. Обратимый эффект запоминания формы в термомеханически обработанных сплавах на основе Ti-Ni [Текст ] / И. Ю. Хмелевская,
М. И. Лагунова [и др.] // Научные труды I Международного семинара «Актуальные проблемы прочности» им. В. А. Лихачева и XXXIII семинара «Актуальные проблемы прочности», 15-18 октября 1997 г.: материалы семинара; Ч. 2. –
Новгород : НОВГУ, 1997. – Т. 1. – С. 356-361.
127. Хусаинов, М. А. Петли гистерезиса при неполном мартенситном превращении [Текст ] / М. А. Хусаинов, В. Н. Беляков // Материалы с эффектом памяти формы и их применение: материалы семинара. – Новгород : Новгородский
политех. ин-т, 1989. – C. 37-39.
128. Хусаинов, М. А. Влияние термомеханической обработки на форму малых
петель гистерезиса [Текст ] / М. А. Хусаинов, В. Н. Беляков // Новые физические и математические принципы в компьютерном конструировании материалов с эффектом памяти формы: I Российско-Американский семинар и XXXI
семинар «Актуальные проблемы прочности», 13-17 ноября 1995 г.: материалы
семинара; Ч. III. – СПб. : Санкт-Петербург. – C. 105-108.
129. Хусаинов, М. А. Изменение фазового состава сплава TiNi в неполном интервале мартенситных превращений (МП) [Текст ] / М. А. Хусаинов, В. Н. Беляков // Новые физические и математические принципы в компьютерном
183
конструировании материалов с эффектом памяти формы: I РоссийскоАмериканский семинар и XXXI семинар «Актуальные проблемы прочности»,
13-17 ноября 1995 г.: материалы семинара; Ч. III. – СПб. : Санкт-Петербург. –
С. 109-111.
130. Эффект памяти формы в сплавах [Текст ] / под ред. В. А. Займовского. –
М. : Металлургия, 1989. – 472 с.
131. Delaey, L. Thermoelasticity, pseudoelasticity and the memory effects associated
with martensitic transformations [Текст ] / L. Delaey, R.V. Krishnam, H. Tas,
H. Warlimont // Sci. – 1974. – N 9. – P. 1359 – 1363.
132. Eisenwasser, J. D. Pseuodoelasticity and the, strain – memory effect in Cu–Zn–Sn
alloys [Текст ] / J. D. Eisenwasser, L. L. Brown // Trans. – 1972. – V.3. – N 6. – P.
1359 – 1383.
133. Haus, G. On the reversible martensitic transformations of ordered and disordered Fe 3 Pt [Текст ] / G. Haus, E. Torok, N. Warlimont // Мартенситные превращения: докл. Международной конференции «ICOMAT – 77» (16-20 мая 1977) –
К. : 1978. – С. 185-189.
134. Wasilewski, R. J. The effect of applied stress on the martensitic trasformations in
TiNi [Текст ] / Wasilewski R. J. // Met. Trans. – 1975. – V. 2. – N 11. – P. 2973 – 2981.
135. Винтайкин, Е. З. Константы упругости сплавов марганец-медь [Текст ] /
Е. З. Винтайкин [и др.] // ФММ. – 1980. – Т. 4. – вып. 9. – С. 883-885.
136. Хачин, В. Н. Неупругая деформация никелида титана, перетерпевающая
термоупругое мартенситное превращение [Текст ] / В. Н. Хачин [и др.] // ФММ.
– 1975. – Т. 39. – № 3. – С. 605-610.
137. Перкинс Л. Термомеханические характеристики сплавов с термоупругим
мартенситом [Текст ] / Л. Перкинс [и др.] // Эффект памяти формы в сплавах. –
М. : Металлургия, 1979. – С. 230-254.
138. Бичинашвили, А. И. Рентгеновские исследования ГЦК→ГЦК превращения
в сплавах марганец – медь [Текст ] / А. И. Бичинашвили [и др.] // ФММ. – 1976.
– Т. 41. – вып. 4. – С. 130-136.
139. Андронов, И. Н. Термоциклическая ползучесть медномарганцевых сплавов,
связанная с ГЦК↔ГЦТ превращениями [Текст ] / И. Н. Андронов, С. Л. Кузьмин,
В. А. Лихачев // Изв. вузов. Цветная металлургия. – 1983. – № 3. – С. 84-88.
140. Владимирова, Г. В. Температурное упрочнение и температурное последействие при ползучести металлов и сплавов [Текст ] / Г. В. Владимирова,
В. А. Лихачев, М. М. Мышляев // ФММ. – 1969. – Т. 28. – вып. 5. – С. 907-914.
184
141. Качанов Л. М. Основы теории пластичности [Текст ] / Л. М. Качанов. – М. :
Наука, 1969. – 420 с.
142. Койтер, В. Соотношение между напряжениями и деформациями, вариационные теоремы единственности для упруго-пластических материалов с сингулярной поверхостью текучести [Текст ] / В. Койтер // Механика. – 1960. – № 2. –
С. 117-123.
143. Мороз, Л. С. Механика и физика деформаций и разрушения металлов
[Текст ] / Л. С. Мороз. – Л. : Машиностроение, 1984. – 224 с.
144. Москвитин, В. В. Пластичность при переменных нагружениях [Текст ] /
В. В. Москвитин. – М. : Изд. МГУ, 1965. – 263 с.
145. Писаренко, Г. С. Пластичность и прочность при нестационарных нагружениях [Текст ] / Г. С. Писаренко, Н. С. Можарский, Е. А. Антипов. – Киев : Наукова думка, 1984. – 216 с.
146. Кузьмин, С. Л. Эффект реверсивной памяти формы при знакопеременном
деформировании [Текст ] / С. Л. Кузьмин, В. А. Лихачев, Ч. Х. Тошпулатов //
ФММ. – 1986. – Т. 61. – вып. 1. – С. 79-85.
147. Тошпулатов, Ч. Х. Влияние способа деформации на характеристики эффекта памяти формы [Текст ] / Ч. Х. Тошпулатов // дис. канд. физ.-мат. наук:
01.04.07. – Л. : 1987. – 180 с.
148. Андронов, И. Н. Влияние предварительного термоциклирования на физико-механическое поведение медномарганцевых композиций в условиях проявления обратимой памяти формы [Текст ] / И. Н. Андронов, В. А. Лихачев //
Известия вузов. Цветная металлургия. – 1986. – № 2. – С. 97-102.
149. Андронов, И. Н. Эффекты памяти формы у сплава Ti–Ni–Cu при сложном
напряженном состоянии [Текст ] / И. Н. Андронов, В. А. Лихачев, М. Ю. Рогачевская. // Изв. вузов. Физика. – 1989. – № 2. – С. 112-113.
150. Андронов, И. Н. Осевые деформации в никелиде титана, инициированные
кручением [Текст ] / И. Н. Андронов, С. П. Беляев [и др.] // Пробл. прочности. –
1990. – № 3. – С. 117-119.
151. Андронов, И. Н. Особенности осевого деформирования при кручении никелида титана [Текст ] / И. Н. Андронов, Н. П. Богданов, В. А. Лихачев // Функционально-механические свойства материалов и их компьютерное конструирование:
XXIX межреспубликанский семинар «Актуальные проблемы прочности». –
Псков : Псковский филиал СПб. гос. техн. Ун-та, 15-18 июня 1993 г. – Псков :
1993. – С. 321-324.
185
152. Андронов, И. Н. Эффекты обратимой памяти формы и термоциклического
возврата деформации в сплаве ТН-1 [Текст ] / И. Н. Андронов, Р. А. Вербаховская [и др.] // Заводская лаб. – 2007. – № 2. – Т. 73 – С. 64 – 67.
153. Андронов, И. Н. Закономерности поведения никелида титана в условиях
производства механической работы [Текст ] / И. Н. Андронов, Н. П. Богданов,
Н. А. Северова // Современные вопросы физики материалов: материалы XXXII
семинара «Актуальные проблемы прочности», посвященного памяти В. А. Лихачева. – СПб. : 1997. – С. 178-182.
154. Андронов, И. Н. Влияние термомеханичекой тренировки на поведение
сплава ТН-1 в условиях проявления циклической памяти формы [Текст ] /
И. Н. Андронов, С. В. Крючков, С. К. Овчинников // Вестник Самарского гос.
Ун-та. Физ.-мат. – Самара : СамГУ, 2004. – С. 97-100.
155. Андронов, И. Н. Поведение никелида титана в условиях термоциклирования
под нагрузкой [Текст ] / И. Н. Андронов, Д. Н. Фастовец, С. К. Овчинников //
Сборник научных трудов: материалы научно-технической конференции (15-16
апреля 2002). – Ухта : УГТУ, 2003. – С. 415-418.
156. Овчинников, С. К. Поведение никелида титана в условиях термоциклирования под нагрузкой [Текст ] / С. К. Овчинников // Межрегиональная молодежная научная конференция «Севергеоэкотех-2003»: материалы конференции. –
Ухта : УГТУ, 2003. – С. 198-200.
157. Андронов, И. Н. Поведение никелида титана в условиях термоциклирования под нагрузкой [Текст ] / И. Н. Андронов, Д. Н. Фастовец, С. К. Овчинников
// Структура и свойства перспективных материалов и сплавов: труды XL Международного семинара «Актуальные проблемы прочности» (30 сентября-4 октября 2002). – Великий Новгород : 2003. – С. 12-14.
158. Андронов, И. Н. Влияние термомеханической тренировки на поведение
никелида титана в условиях проявления циклической памяти формы [Текст ] /
И. Н. Андронов, С. В. Крючков, С. К. Овчинников // Сборник научных трудов:
материалы научно–технической конференции (15-17 апреля 2003) / под ред.
Н. Д. Цхадая. – Ухта : УГТУ, 2004. – С. 146-150.
159. Андронов, И. Н. Влияние термомеханической тренировки на поведение
никелида титана в условиях проявления циклической памяти [Текст ] /
И. Н. Андронов, С. В. Крючков, С. К. Овчинников // Физика прочности и пластичности материалов: сб. тезисов и докладов XV Международной конференции (30 сентября-3 октября 2003). – Тольятти : ТГУ, 2003. – С. 87.
186
160. Андронов, И. Н. Циклическая память формы в медно-марганцевых сплавах
[Текст ] / И. Н. Андронов, В. А. Лихачев // Пробл. прочности. – 1987. – № 2. –
С. 50-54.
161. Фазовый наклеп при мартенситном превращении никелида титана [Текст ]
/ В. Я. Ерофеев, Л. А. Монасевич [и др.] // Физика металлов и металловедение. –
1982. – № 53. – вып. 5. – С. 963-965.
162. Beyer, J. Effect of thermal cycling on the martensite formation in equiatomic
TiNi // J. Beyer // J. Phys. – 1982. – Vol. 43. – N 12. – P. 273 – 278.
163. Соловьев, Л. А. Влияние внутренних напряжений на процесс фазового превращения в сплавах титан-никель и медь-цинк-кремний [Текст ] /
Л. А. Соловьев, В. Н. Хачин // Физика металлов и металловедение. – 1974. –
№ 37. – Вып. 5. – С. 1095-1097.
164. Беляев, С. П. Обратимый эффект памяти формы как результат термоциклической тренировки под нагрузкой [Текст ] / С. П. Беляев, С. Л. Кузьмин,
В. А. Лихачев // Проблемы прочности. – 1988. – № 7. – С. 50-54.
165. Эффект памяти формы [Текст ] / под. ред. В. А. Лихачева. – СПб. : Изд.
НИИХ СПбГУ. – 1997. – Т. 1. – 424 с. (1998. – Т. 2. – 374 с.).
166. Андронов, И. Н. Влияние термомеханической тренировки на поведение
сплава ТН-1 в условиях реализации многократно-обратимой памяти формы в
свободном состоянии [Текст ] / И. Н. Андронов, С. В. Крючков, С. К. Овчинников // Научные труды VI Международного симпозиума «Современные проблемы
прочности» им. В. А. Лихачева (20-24 окт. 2003) / под ред. В. Г. Малинина. –
Великий Новгород : 2003. – Т. 2. – С.173-177.
167. Андронов, И. Н. Эффект реверсивной памяти формы в сплаве Mn–16 вес.% Сu,
инициированный знакопеременной пластичностью превращения [Текст ] /
И. Н. Андронов, Ю. Б. Какулия [и др.] // Прогнозирование механического поведения материалов: XXV Всесоюзный семинар «Актуальные проблемы прочности». –
Ст. Русса : Политех. Инс-т, 1991. – Т. 1. – С. 70-72.
168. Андронов, И. Н. Эффект реверсивной памяти формы у сплава MnCu, инициируемый одновременно кручением и растяжением [Текст ] / И. Н. Андронов,
Ю. Б. Какулия [и др.] // Материалы с новыми функциональными свойствами:
материалы семинара. – Боровичи : 1990. – С. 15-16.
169. Андронов, И. Н. Эффект реверсивной памяти формы в сплаве Mn–16 вес.% Cu
в условиях сложного деформирования [Текст ] / И. Н. Андронов, Ю. Б. Какулия,
В. А. Лихачев, В. П. Власов // Материалы с новыми функциональными свойствами:
материалы семинара. – Боровичи : 1990. – С. 17-18.
187
170. Андронов, И. Н. Циклическая память формы сплава CuAlMn в условиях
сложного нагружения / И. Н. Андронов, В. П. Власов [и др.] // Механика прочности материалов. ХХIV Всесоюзный семинар «Актуальные проблемы прочности». – Филиал Днепропетров. химико-технолог. инс-та, 1990. – С. 149-151.
171. Андронов, И. Н. Термоциклическая деформация сплава Cu–62.5%Mn в условиях сложного нагружения / И. Н. Андронов, Ю. Б. Какулия, В. А. Лихачев //
Изв. вузов. Цветная металлургия. – 1989. – № 1. – С. 88-92.
172. Андронов, И. Н. Циклическая память формы и термоциклическая ползучесть сплава Cu–62,5%Mn в условиях одновременного кручения с растяжением
/ И. Н. Андронов, Ю. Б. Какулия, М. Ю. Рогачевская // Вестн. ЛГУ. мат. мех.
астроном. – 1988. – С. 25.
173. Андронов, И. Н. Влияние осевого деформирования и осевых нагрузок на
работоспособность никелида титана в условиях кручения / И. Н. Андронов,
Н. П. Богданов [и др.] // Докл. XIV Междунар. конференции «Физика прочности и пластичности материалов», 27-30 июня 1995 г.: тез. – Самара : 1995. –
С. 306-307.
174. Кадашевич, Ю. И. Статистическая теория пластичности, учитывающая
влияние параметра Лоде / Ю. И. Кадашевич, С. П. Помыткин // Известия
АН СССР. Механика твердого тела. – М. : 1990. – № 3. – С. 91-95.
175. Бэнкс, Р. Тепловые двигатели из нитинола [Текст ] / Р. Бэнкс // Эффект памяти формы в сплавах. – М. : Металлургия. – 1979. – С. 380-397.
176. Андронов, И. Н. Влияние термомеханической истории на функциональномеханические свойства сплавов ТН-1 [Текст ] / И. Н. Андронов, Р. А. Вербаховская
// Сборник научных трудов (19-22 апреля 2005): материалы научно-технической
конференции. – Ухта : УГТУ, 2005. – С. 218-223.
177. Андронов, И. Н. Влияние термомеханической обработки на энергоемкость
сплава ТН-1 [Текст ] / И. Н. Андронов, Р. А. Вербаховская // Заводская лаб. –
2007. – № 9. – Т. 73 – С. 67-70.
178. Андронов, И. Н. Влияние термомеханической тренировки на энергоемкость никелида титана [Текст ] / И. Н. Андронов, Р. А. Вербаховская // Актуальные проблемы прочности: сборник тезисов XLIV Международной конференции
(3-7 октября 2005). – Вологда : ВоГТУ, 2005. – С. 154.
179. Волков, А. Е. Континуальная теория границ раздела в гетерогенных кристаллах [Текст ] / А. Е. Волков, В. А. Лихачев, Л. С. Шихобалов // ФММ. – 1981. –
Т. 51. – № 4. – С. 935-939.
188
180. Винтайкин Е. З. Эффект памяти формы в сплавах марганец-никель /
Е. З. Винтайкин, В. А. Удовенко, Л. Д. Гогуа // Докл. АН СССР. – 1977. – Т. 234 –
№ 6. – С. 1309-1312.
181. Винтайкин, Е. З. Структурный механизм эффекта памяти формы в сплавах
Mn-Cu [Текст ] / Е. З. Винтайкин, Д. Ф. Литвин [и др.] // Докл. АН СССР. –
1976. – Т. 229. – №3. – С. 597-600.
182. Андронов, И. Н. Мартенситная неупругость сплава Mn–16%Сu при сложном нагружении [Текст ] / И. Н. Андронов, Ю. Б. Какулия, В. А. Лихачев // Прогнозирование механического поведения материалов: XXV Всесоюзный семинар
«Актуальные проблемы прочности». – Новгород : 1991. – Т. 1. – С. 29-38.
183. Демина, М. Ю. Эффект памяти формы в никелиде титана и сплавах на его
основе при сложных режимах термосилового воздействия [Текст ] / М. Ю. Демина // Автореферат. – СПб. : 1999. – 18 с.
184. Лихачев, В.А. Исследование особенностей неупругой деформации сплава
Cu–Al–Mn при многозвенных ортогональных траекториях нагружения [Текст ] /
В. А. Лихачев, В. Г. Малинин [и др.] // Прогнозирование поведения материалов:
XXV Всесоюзный семинар «Актуальные проблемы прочности». – Новгород :
1991. – Т. 1. – С. 130-134.
185. Лихачев, В. А. Пластичность превращения и память формы сплава Cu–Al–Mn
при сложном напряженном состоянии и нетривиальном характере температурносилового воздействия [Текст ] / В. А. Лихачев, В. Г. Малинин, Н. А. Малинина //
Функционально-механические свойства материалов и их компьютерное конструирование: матер. XXIX Межреспуб. семинара «Актуальные проблемы прочности». – Псков : 1993. – С. 569-581.
186. Андронов, И. Н. Особенности поведения никелида титана при простых напряженных состояниях в условиях производства механической работы [Текст ] /
И. Н. Андронов, Н. П. Богданов, Н. А. Северова // Современные вопросы физики материалов: материалы XXXII семинара «Актуальные проблемы прочности», посвященного памяти В. А. Лихачева. – СПб. : 1997. – С. 183-185.
187. Андронов, И. Н. Деформационные эффекты при ортогональном нагружении в сплавах с мартенситной неупругостью [Текст ] / И. Н. Андронов,
В. П. Власов [и др.] // ХXV Всесоюзный семинар «Актуальные проблемы прочности». Прогнозирование механического поведения материалов. – Новгород :
Политехн. ин-т., 1991. – Т.1. – С. 61-64.
188. Андронов, И. Н. Эффекты мартенситной неупругости при механоциклировании (механический эффект памяти формы) [Текст ] / И. Н. Андронов,
189
В. П. Власов [и др.] // ХXV Всесоюзный семинар «Актуальные проблемы прочности». Прогнозирование механического поведения материалов. – Новгород.
политехн. ин-т, 1991. – Т. 1. – С. 72-77.
189. Андронов, И. Н. Мартенситная неупругость инициируемая ортогональной
деформацией [Текст ] / И. Н. Андронов, Ю. Б. Какулия, В. А. Лихачев // Материалы с новыми функциональными свойствами: материалы семинара. – Новгород. Политехн. ин-т, 1990. – С. 41.
190. Андронов, И. Н. Осевые деформации в сплавах при знакопеременном кручении [Текст ] / И. Н. Андронов, Н. П. Богданов, В. А. Лихачев // Пробл. прочности. – 1989. – № 6. – С. 106-108.
191. Андронов, И. Н. Закономерности осевого деформирования металлов при
пластическом кручении [Текст ] / И. Н. Андронов, Н. П. Богданов, В. А. Лихачев // Пробл. прочности. – 1989. – № 6. – С. 86-88.
192. Андронов, И. Н. Особенности осевого деформирования при кручении никелида титана [Текст ] / И. Н. Андронов, Н. П. Богданов, В. А. Лихачев // Функционально-механические свойства материалов и их компьютерное
конструирование: XXIX межреспубликанский семинар «Актуальные проблемы
прочности», 15-18 июня 1993. – Псков : 1993. – С. 321-324.
193. Материалы с эффектом памяти формы [Текст ] / под ред. В. А. Лихачева.
СПб. : НИИХ СпбГУ, 1998. – Т. 3. – 474 с.
194. Андронов, И. Н. Эффекты обратимого формоизменения никелида титана
при термоциклировании [Текст ] / И. Н Андронов, С. К. Овчинников // Деформация и разрушение материалов. – 2005. – № 5. – С. 28-30.
190
Научное издание
Андронов Иван Николаевич
Богданов Николай Павлович
Вербаховская Раиса Абрамовна
Северова Нина Александровна
Механические свойства материалов с эффектом памяти формы
при сложном температурно-силовом воздействии и
ортогональном нагружении
Монография
Редактор Л. А. Кокшарова
Технический редактор Л. П. Коровкина
План 2010 г., позиция 5 (н). Подписано в печать 11.06.2010 г.
Компьютерный набор. Гарнитура Times New Roman.
Формат 60х84 1/16. Бумага офсетная. Печать трафаретная.
Усл. печ. л. 11,1. Уч.- изд. л. 10,6. Тираж 100 экз. Заказ № 243.
Ухтинский государственный технический университет.
169300, Республика Коми, г. Ухта, ул. Первомайская, д. 13.
Отдел оперативной полиграфии УГТУ.
169300, Республика Коми, г. Ухта, ул. Октябрьская, д. 13.