Shape memory effect, superelasticity and elastic twinning of R-martensite in Ti-50. 8 at. % Ni single crystals aged under stress

Эффекты памяти формы, сверхэластичности и упругое двойникование R-мартенсита в состаренных под нагрузкой монокристаллах Ti-50.8 ат. % Ni

Е.Ю. Панченко, А.В. Овсянников, И.В. Киреева, Ю.И. Чумляков,

В.Б. Аксенов, М.П. Кукса

Сибирский физико-технический институт, Томск, 634050, Россия

На [111] - монокристаллах Ti-50.8 ат. % Ni проведено систематическое исследование влияния старения в свободном состоянии и под растягивающей/сжимающей нагрузкой на развитие термоупругих B2-R-B19 мартенситных превращений, прочностные и функциональные свойства кристаллов. Показано, что величины эффекта памяти формы и сверхэластичности при деформации растяжением зависят от числа вариантов частиц ^№4 и их ориентации относительно оси растяжения. Старение под сжимающей нагрузкой [111] - монокристаллов приводит к появлению упругого двойникования кристаллов R-мартенсита за счет их переориентации под действием внешних напряжений.

Shape memory effect, superelasticity and elastic twinning of R-martensite in Ti-50.8 а^ % Ni single crystals aged under stress

E.Yu. Panchenko, A.V. Ovsyannikov, I.V. Kireeva, Yu.I. Chumlyakov, V.B. Aksenov, and M.P. Kuksa

On [111] - orientation of Ti-50.8 аt. % Ni single crystals a systematical investigation of the influence of aging in a free condition and under tensile/compressive stress on the development of thermoelastic B2-R-B19' martensitic transformations, strength and functional properties was carried out. It is shown that the values of shape memory effect and superelasticity in tension are dependent on the number of particle variants and their orientation related to the tension axis. Aging under compressive stress of [111] single crystals results in occurrence of the elastic twining of R-martensite crystals due to their reorientation under applied external stress.

1. Введение

Старение поли- и монокристаллов Ti-(50.7-51)ат. %Ni в свободном состоянии приводит к выделению четырех кристаллографических вариантов частиц Ti3Ni4 вдоль четырех плоскостей типа {111} [1, 2]. Дисперсные частицы Ti3Ni4 имеют атомно-упорядоченную ромбоэдрическую структуру R3, не испытывают термоупругих мартенситных превращений и создают вокруг себя из-за различия параметров решеток частицы и матрицы упругие локальные поля напряжений [3]. Старение под нагрузкой поликристаллов Ti-Ni позволяет варьировать число вариантов частиц и их ориентацию по отношению к оси деформации в различно ориентированных зернах [3]. Так, в зернах, ориентированных вдоль [111] -направления, при старении под растягивающей нагрузкой растет один вариант частиц, расположенный почти параллельно оси растяжения, тогда как старение под сжимающей нагрузкой приводит к росту одного ва-

рианта частиц, расположенного перпендикулярно оси деформации (рис. 1) [3]. Цель работы состоит в исследовании влияния числа вариантов дисперсных частиц Т^№4 и их ориентации относительно оси деформации на функциональные свойства гетерофазных монокристаллов Ть50.8 ат. % №. Для исследования была выбрана ориентация [111], которая позволяет варьировать число вариантов дисперсных частиц и их ориентацию относительно оси деформации при старении под нагрузкой [3-5].

2. Методы

Монокристаллы Ть50.8 ат. % № были выращены методом Бриджмена в модернизированной установке «Редмет-1» в атмосфере инертного газа с использованием графитного тигля. Для получения однофазного состояния образцы закаливали в воду комнатной температуры после отжига в среде гелия при 1203 К в течение

© Панченко Е.Ю., Овсянников А.В., Киреева И.В., Чумляков Ю.И., Аксенов В.Б., Кукса М.П., 2004

1 часа. Старение под напряжением проводили в вакууме. Одновременно старили одни образцы под растягивающей или сжимающей нагрузкой 150 МПа, другие без нагрузки. Подробно методика эксперимента описана в

[4].

3. Результаты эксперимента и их обсуждение

Старение [111] - монокристаллов Ть50.8 ат. %№ в свободном состоянии при 673 К в течение 1 часа приводит к выделению 4 вариантов мелких дисперсных частиц размером ~30-35 нм (кристалл А), старение под растягивающей нагрузкой (кристалл В) и под сжимающей нагрузкой (кристалл С) к выделению 1 варианта мелких частиц по-разному ориентированных относительно оси деформации (рис. 1). Выделение 1 варианта в кристаллах В и С подтверждено электронно-микроскопическими методами [4]. Температура начала В2-К мартенситного превращения при охлаждении Тк, температуры прямого R-B19 мартенситного превращения М8, Мобратного Л8, Аг, кривые а-е при измерении величины эффекта памяти формы и сверхэластичности представлены в табл. 1, на рис. 2 и 3. Выделение 4 и 1 вариантов частиц Т^№4 в [1 11]- монокристаллах Ть50.8 ат. % № приводит к появлению сверхэластичности в широком температурном интервале 60-90 К.

Значения эффекта памяти формы и сверхэластичности, температурного интервала сверхэластичности АТСЭ, связанные с В2-В19' мартенситным превращением, оказываются зависящими от числа кристаллографических вариантов дисперсных частиц и от ориентации частиц относительно оси растяжения. Максимальные значения эффекта памяти формы, сверхэластичности, АТСЭ достигаются в В-кристаллах, в которых частицы располагаются почти параллельно оси растяжения. В А- и С-кристаллах величина эффекта памяти формы и сверхэластичности меньше, чем в В. При измерении эффекта памяти формы (рис. 2) обнаружено, что значительная часть заданной деформации возвращается в кристаллах А, В, С уже при снятии нагрузки. Величина обратимой деформации при разгрузке е обр на кривых а-е зависит, во-первых, от степени заданной деформации, во-вторых, от структурного состояния материала. Максимальная величина е обр обнаружена в монокрис-

Рис. 1. Схематическое изображение расположения частиц ^№4 и локальных полей напряжений от частиц, ориентированных вдоль направлений типа <111>, в [1 11] - монокристаллах Ть№ после старения в свободном состоянии (А), при растягивающей (В) и сжимающей (С) нагрузках

таллах В (еобр ~ 3.5 %), в кристаллах А и С эта величина меньше (еобр ~ 2.3-2.4 %). Старение под растягивающей нагрузкой (кристалл В) приводит к низким значениям коэффициента деформационного упрочнения 0 на кривых а-е на первой стадии деформации е < 6% как при исследовании эффекта памяти формы (Тисп < М8), так и при исследовании сверхэластичности (Тисп > Аг). Деформация при е > 6 % протекает с высоким 0. Коэффициент деформационного упрочнения 0 на кривых а-е в кристаллах С на первой стадии деформации значительно выше по сравнению с кристаллами В и А (рис. 2). В монокристаллах С на кривых течения а-е обнаружено два предела текучести (рис. 2). Первый ак, связан с деформацией R-фазы при Т < Тк, либо с образованием R-мартенсита под нагрузкой при Т > Тк.

Проведено детальное исследование кривых а-е для кристаллов А, В, С в температурном интервале М8 < Т < Тк (рис. 3). В гетерофазных [1 11] - монокристаллах Ть50.8 ат. % №, состаренных при 673 К, 1 ч под сжимающей нагрузкой (кристалл С), обнаружена обратимая деформация е ^ 1 % при температурах ниже температуры Тк. В кристаллах, состаренных без нагрузки (кристалл А) и под растягивающей нагрузкой (кристалл В) при том же режиме старения 673 К (1 ч), обратимая деформация при М8 < Т < Тк не наблюдается. В этом температурном интервале структурное состояние при Т < Тк соответствует появлению первых кристаллов R-

Таблица 1

Температуры мартенситных превращений, величины эффекта памяти формы и сверхэластичности в закаленных и состаренных при 673 К в течение 1 часа [1 11] - монокристаллах Т1-50.8 ат. % №

Термообработка 00 00 А^ К Тк, К е о % е СЭ >% АТсэ , К

Закалка от 950 К (1 ч) 169 128 194 216 - 9.8 - -

Кристалл А 198 - 243 266 298 >7.7 >7.4 >60

Кристалл В 180 121 219 241 296 9.8 .8 8. 90

Кристалл С 231 - 244 278 306 8.9 7.5 60

Рис. 2. Кривые а-е в зависимости от степени деформации для монокристаллов А, В, С при измерении эффекта памяти формы

(Тисп < М8) и сверхэластичности (Тисп >

фазы при охлаждении, а при Т = М8 R-фаза превращается в В19'-мартенсит. Термодинамическая движущая сила для сверхэластичности, связанной с В2-К обратимыми мартенситными превращениями, отсутствует и поэтому условий для обратимой деформации нет. Физическая причина появления обратимой деформации при Т < Тк в кристаллах С и ее отсутствие в кристаллах А и В может быть связана с влиянием дисперсных частиц на процессы зарождения кристаллов мартенсита при охлаждении. При выделении одного варианта дисперсных частиц возникают однородные дальнодейст-вующие поля напряжений в кристалле, полученные суммированием локальных полей напряжений от каждой частицы, тогда как выделение четырех вариантов частиц приводит к взаимной компенсации локальных полей напряжений от различных вариантов частиц.

При охлаждении монокристаллов В и С кристаллы R-мартенсита растут в соответствии с внутренними полями напряжений. Упругие поля от дисперсных частиц П3№4 имеют максимальные значения локальных напряжений в направлениях <111>. Именно в этих направ-

лениях происходит сдвиг при образовании R-фазы [2]. Поэтому при охлаждении в С кристаллах возникает один вариант кристаллов R-мартенсита, расположенный вдоль оси растяжения [1 11] - кристаллов. Если теперь растягивать такой кристалл, то R-мартенсит будет переориентироваться в одном из направлений типа <111>, в которых значения факторов Шмида для образования R-фазы под действием внешних напряжений максимальны. При снятии нагрузки кристаллы R-фазы вновь переориентируются относительно частиц И3№4, располагаясь вдоль оси растяжения кристалла, и с этим будет связана обратимая деформация в кристаллах С в температурном интервале М8 < Т < Тк. В кристаллах В такого эффекта не наблюдается, поскольку одни и те же направления как под действием внутренних, так и внешних напряжений имеют максимальные значения факторов Шмида для роста R-мартенсита. В кристаллах А только 1/4 часть всех частиц будет способствовать образованию R-мартенсита в направлениях, параллельных оси растяжения. Поэтому эффекты упругого двойникования в А-кристаллах должны быть в 4 раза меньше, чем в С-кристаллах. Экспериментально это подтверждается (рис. 2). Тот факт, что обратимая деформация в С-кристаллах действительно связана с переориентацией кристаллов R-мартенсита, подтверждают следующие экспериментальные данные. Во-первых, температурная зависимость ак в интервале наблюдения сверхэластичности оказывается слабой, как это обычно наблюдается при двойниковании. Во-вторых, величина сверхэластичности оказывается зависящей от объемной доли R-фазы. Так, минимальные значения сверхэластичности наблюдаются при Т вблизи Тк, когда кристалл представляет собой смесь фаз R + В2 и при Т вблизи М8, когда наблюдается B19/ + R состояние (рис. 3).

Физическая причина зависимости эффекта памяти формы и сверхэластичности при R-B19/ мартенситном превращении от числа вариантов частиц и их ориентации относительно оси растяжения связана с влиянием упругих полей напряжений, которые создают частицы в матрице, на процессы зарождения В19'-кристаллов мартенсита. Во-первых, в кристаллах В при охлаждении локальные поля напряжений от одного варианта частиц будут способствовать возникновению одного варианта R-фазы, а затем В19 '-мартенсита. В этом случае не будет возникать В19'-кристаллов «неориентированного» мартенсита, поскольку внутренние упругие поля напряжений способствуют возникновению вариантов мартенсита, имеющих максимальный фактор Шмида при действии внешних растягивающих напряжений вдоль [111] - направления. Экспериментально в В-крис-таллах значения эффекта памяти формы и сверхэластичности больше, чем в кристаллах А, С (рис. 2, табл. 1). Во-вторых, в кристаллах А, содержащих 4 варианта час-

Рис. 3. Кривые а-е в зависимости от температуры испытания при М8 < Т < для [111] - монокристаллов Т - 50.8 ат. % №, состаренных под

сжимающей нагрузкой при 673 К

тиц, при деформации вдоль [1 11] - направления только 1/-4 часть выделений будет ориентирована вдоль направления, совпадающего с максимальными сдвиговыми напряжениями в системах сдвига для В2-К и R-B19' мартенситных превращений, тогда как для остальных 3/4 направлений локальных полей от частиц не совпадают с внешними приложенными напряжениями и можно ожидать появления «неориентированного» мартенсита. Наконец, в кристаллах С, в которых все варианты частиц способствуют своими полями появлению «неориентированного» мартенсита, экспериментальные значения сверхэластичности меньше, чем в кристаллах В и деформация протекает с высоким коэффициентом деформационного упрочнения 0, что связано со взаимодействием кристаллов «неориентированного» мартенсита, возникающих под действием внутренних полей напряжений, с кристаллами «ориентированного» мартенсита, появляющихся под действием внешней нагрузки.

4. Выводы

1. Старение под растягивающей и сжимающей нагрузкой [111] - монокристаллов Ть50.8 ат. % № приводит к зарождению и росту одного варианта дисперсных частиц Т13№4, без нагрузки образуются 4 варианта частиц. В кристаллах, состаренных при растяжении, величины эффекта памяти формы и сверхэластичности оказываются больше, чем при старении в свободном состоянии и под сжимающей нагрузкой. Это связано с влиянием частиц Т13№4, ориентированных вдоль на-

правления растяжения, на образование благоприятно ориентированных кристаллов B19'-мартенсита. Образование кристаллов «неориентированного» мартенсита B19' в кристаллах, состаренных под сжимающей нагрузкой и без нагрузки, приводит к меньшим значениям эффекта памяти формы и сверхэластичности.

2. В [111] -монокристаллах Ti-50.8 ат. % Ni, состаренных при сжатии, впервые установлено, что в температурном интервале MS < T < TR наблюдается обратимая деформация 8 ~ 1 %, которая связана с упругим двойникованием кристаллов R-мартенсита.

Работа выполнена при финансовой поддержке гранта РФФИ № 02-02-16019 и грантов Министерства образования России Е 02-4.0-4, А03-3.17-463.

Литература

1. Nishida M., Wayman C.M., Honma T. Precipitation processes in near-equiatomic TiNi shape memory alloys // Metallurgical Transaction. -1986. - V. 17a. - P. 1505-1515.

2. Otsuka K., Wayman C.M. Shape memory materials. - Cambridge: Cambridge University Press, 1998. - 284 p.

3. Chen L.Q., Li D.Y. Selective variant growth of coherent Ti11Ni14 precipitate in a TiNi alloy under stresses // Acta mater. - 1997. -V. 45. - No. 2. - P. 471-479.

4. Чумляков Ю.И., Киреева И.В., Панченко Е.Ю., Аксенов В.Б., Кириллов В.А., Овсянников А.В., Захарова Е.Г., Сехитоглу X. Эффекты памяти формы и сверхэластичности в монокристаллах Ti-Ni и Fe-Ni-Co-Ti // Изв. вузов. Физика. - 2003. - № 8. - С. 62-73.

5. Чумляков Ю.И., Панченко Е.Ю., Киреева И.В., Ефименко С.П., Аксенов В.Б., Сехитоглу X. Зависимость эффектов памяти формы и сверхэластичности от числа вариантов дисперсных частиц в