Ориентационная зависимость эффекта памяти формы и сверхэластичности при B2-L10-термоупругом мартенситном превращении в монокристаллах сплава Co-Ni-Ga тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

ЗИс^-

Побеленная Зинаида Владимировна

ОРИЕНТАЦИОННАЯ ЗАВИСИМОСТЬ ЭФФЕКТА ПАМЯТИ ФОРМЫ И СВЕРХЭЛАСТИЧНОСТИ ПРИ В2-1Л0 - ТЕРМОУПРУГОМ МАРТЕНСИТНОМ ПРЕВРАЩЕНИИ В МОНОКРИСТАЛЛАХ СПЛАВА Со-№-Са

Специальность 01.04.07 - Физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

2 4 ЯНВ 2013

Томск-2012

005048537

005048537

Работа выполнена в Сибирском физико-техническом институте имени академика В.Д. Кузнецова Федерального государственного бюджетного образовательного учреждения высшего профессионального образования. «Национальный исследовательский Томский государственный университет» и в Федеральном государственном бюджетном образовательном учреждении высшего профессионального образования «Национальный исследовательский Томский политехнический университет»

Научный руководитель: доктор физико-математических наук

Киреева Ирина Васильевна

Научный консультант: доктор физико-математических наук, профессор

Чумляков Юрий Иванович

Официальные оппоненты:

Иванов Юрий Федорович, доктор физико-математических наук, Федеральное государственное бюджетное учреждение науки «Институт сильноточной электроники Сибирского отделения Российской академии наук», лаборатория плазменной эмиссионной электроники, ведущий научный сотрудник

Клопотов Анатолий Анатольевич, доктор физико-математических наук, профессор, Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования «Томский государственный архитектурно-строительный университет», заведующий кафедрой «Общее материаловедение и технология композиционных материалов»

Ведущая организация:

Федеральное государственное бюджетное учреждение науки «Институт физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Российской академии наук» (г. Томск)

Защита диссертации состоится «Р<7» дХЫл&ЛЛ 2013 г. в часов на заседании диссертаци-

онного совета Д 212.267.07, созданного Аа. базе Федерального государственного бюджетного образовательного учреждения высшего профессионального образования «Национальный исследовательский Томский государственный университет» по адресу: 634050, г. Томск, пр. Ленина, 36

С диссертацией можно ознакомиться в Научной библиотеке ФГБОУ ВПО «Национальный исследовательский Томский государственный университет» по адресу: 634050, г. Томск, пр. Ленина, 34а

Автореферат разослан «1^» СМК&^гъЯ' 2012 г.

Ученый секретарь диссертационного совета

доктор физико-математических наук, , Ивонин Иван Варфоломеевич

¿г

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Разработка принципов создания новых высокопрочных сплавов с B2-Llo - термоупругими мартенситными превращениями (МП), обычным и магнитным эффектом памяти формы (ЭПФ) и высокотемпературной сверхэластичностью (СЭ) представляет большой научный и практический интерес. Новые сплавы Co-Ni-Ga благодаря сочетанию высокой прочности и достаточной пластичности высокотемпературной фазы, развитию термоупругих МП могут найти практическое применение в современных технологиях авиакосмической, атомной и микросистемной технике. На поликристаллах сплава Co-Ni-Ga проведены исследования и установлены закономерности влияния химического состава на структуру и B2-Llo маргенситные переходы. Однако нет систематических данных по исследованию ЭПФ и СЭ в этих сплавах. Для использования всех потенциальных возможностей сплавов Co-Ni-Ga необходимы систематические исследования на монокристаллах этих сплавов общих закономерностей развития термоупругих МП при охлаждении/нагреве и под нагрузкой. Во-первых, эксперименты на монокристаллах позволяют проверить выводы кристаллографической теории МП о зависимости деформации решетки от ориентации кристаллов и способа деформации - растяжения/сжатия. Во-вторых, выбором ориентации кристалла и способа деформации достигается управление уровнем прочностных свойств высокотемпературной фазы, температурными интервалами развития МП под нагрузкой и СЭ, максимальным ресурсом обратимой деформации, стабилизацией мартенсита напряжений. В-третьих, исследования высокопрочных монокристаллов сплава Co-Ni-Ga необходимы для разработки микромеханических и термодинамических моделей развития МП, создания условий (критериев) развития высокотемпературной СЭ и выяснения роли высокого уровня напряжений высокотемпературной фазы для начала МП под нагрузкой. К настоящему времени работ, выполненных на монокристаллах сплава Co-Ni-Ga, мало. Поэтому систематические исследования ЭПФ и СЭ на монокристаллах сплава Co-Ni-Ga в зависимости от ориентации кристалла, способа деформации - растяжения/сжатия, температуры испытания и величины деформации являются актуальными. Они необходимы для развития теории термоупругих МП и создания физических основ разработки сплавов с высокотемпературной СЭ.

Цель работы. Исследование развития термоупругих B2-Llo МП при охлаждении/нагреве и под нагрузкой, зависимости прочностных свойств высокотемпературной В2-фазы, величины ЭПФ и СЭ в зависимости от ориентации кристалла и способа деформации - растяжения/сжатия - в монокристаллах сплава CoigNi^iGaso (ат.%) в состоянии после роста. Выяснение условий для развития СЭ в широком температурном интервале и проявления СЭ при высоких температурах.

Научная новизна работы.

1. На монокристаллах сплава Co49Ni2iGa3o впервые экспериментально обнаружена зависимость ЭПФ от ориентации кристалла и способа деформации - растяжения/сжатия. Показано, что величина ЭПФ совпадает с теоретически рассчитанной величиной деформации решетки для В2-Llo МП. Установлено, что напряжения образования мартенсита под нагрузкой зависят от ориентации кристалла и способа деформации растяжения/сжатия и описываются уравнением Кладейрона-Клаузиуса.

2. Впервые на монокристаллах сплава CoiijNiiiGajo при деформации сжатием обнаружен широкий температурный интервал СЭ ДТсэ, который зависит от ориентации кристалла: ДТсэ[001] =360К, ДТсэ[011]=335К, ДТсэ[Т23]=145К, ДТСэ[124]=200К, и высокотемпературная СЭ при Т= 628К.

3. Впервые на монокристаллах сплава Co49Ni2iGa3o обнаружено явление стабилизации мартенсита напряжений, которое состоит в превышении температуры появления первой петли СЭ Тсэ температуры конца МП Af. Показано, что стабилизация мартенсита определяется соотношением величины механического гистерезиса До и напряжений начала МП при T=Af ao.i(Af). В [001] кристаллах Да имеет минимальные значения, и стабилизация мартенсита не наблюдается. Высокие значения Да в [ 123]-, [011]- и [034]-кристаллах приводят к стабилизации мартенсита и Tcs>Af. С увеличением Да наблюдается рост Тсэ-

4. На монокристаллах, ориентированных вдоль [001]-, [123]-, [011]-направлений, сплава Co49Ni2iGa3o обнаружено явление ферроупругости, которое приводит к превышению величины обратимой деформации в экспериментах по изучению ЭПФ при Т<М5 и в экспериментах по изу-

чению СЭ при Т>Аг. Деформация ферроупругости наблюдается в температурном интервале от 77К до 423К, зависит от ориентации кристалла и связана с обратимым движением механических двойников а<110>{ 110} в кристаллах Ыо-мартенсита.

5. Впервые на монокристаллах сплава С^дЖг^азо показано, что необратимые {110} двойники в кристаллах Ыо-мартенсита при развитии деформационного скольжения наследуются как {112} двойники В2-фазы при обратном Ь10-В2 переходе.

6. Впервые на монокристаллах сплава СсидМ^Сйзо получены условия для развития высокотемпературной СЭ для одностадийного В2-Ыо МП, которые состоят в достижении высокопрочного состояния высокотемпературной фазы одновременно с минимизацией напряжений, необходимых для начала МП под нагрузкой за счет высоких значений деформации превращения бо и малых

,<Т)

значении а = ——-.

¿Г

Научно-практическая ценность работы. Полученные в работе закономерности термоупругого В2-1Ло МП при охлаждении/нагреве и под нагрузкой в монокристаллах сплава Со49№210азо могут быть использованы для дальнейшего развития теории термоупругих МП. Практическая значимость результатов работы состоит в возможности их использования как материалов с ЭПФ и СЭ и как магнитных демпфирующих материалов для изготовления акгюаторов и сенсорных датчиков:

Данная диссертационная работа выполнена в соответствии с программой НИР, проводимой по грантам РФФИ: № 06-08-08011 - офи-а «Разработка новых ферромагнитных монокристаллов с высокотемпературными эффектами памяти формы и сверхэластичности» 2006-2007 гг; № 10-0300154 «Фазовые и структурные превращения, вызываемые водородом в однофазных монокристаллах и в нанокомпозитах с обычной и магнитной памятью формы» 2010-2012 гг; ФЦП госконтракга >& 16.740.11.0462 «Создание и исследование монокристаллов новых ферромагнитных интерметал-лидов СоМЮа, Со№А1 с высокотемпературной сверхэластичностью и памятью формы» 2011-2013 гг.

Научные положения, выносимые на защиту:

1. Экспериментально найденная в монокристаллах ферромагнитного сплава Со^Мг^азо зависимость величины эффекта памяти формы и сверхэластичности при В2-Ыо мартенситном превращении от ориентации оси кристалла и способа деформации — растяжения/сжатия; равенство экспериментальных значений величины эффекта памяти формы и сверхэластичности значениям деформации решетки при В2-Ыо мартенситном превращении.

2. Экспериментально обнаруженная зависимость эффекта стабилизации мартенсита напряжений при Т>Аг от ориентации оси кристалла и способа деформации - растяжения/сжатия в монокристаллах ферромагнитного сплава Со4д№210а3о и термодинамическая модель этого эффекта.

3. Экспериментально обнаруженное при деформации сжатием явление ферроупругости в экспериментах по изучению эффекта памяти формы при Т<М3 и в экспериментах по изучению сверхэластичности при Т>А& приводящее к превышению величины обратимой деформации значений деформации решетки ео при В2-1Л0 мартенситном превращении; условия для ферроупругости, связанные с развитием обратимого механического двойникования по системам а<110>{ 110} Ыо-мартенсига. Механизм образования двойников {112}вг в высокотемпературной фазе, связанный с развитием В2-Ы о мартенситяого превращения под нагрузкой, механическим двойниковани-ем Ыо-мартенсита по системам а<110>{110}, развитием пластического течения и закреплением двойниковых границ при обратном 1Ло-В2 мартенситном превращении.

4. Высокотемпературная сверхэластичность в монокристаллах [001] ориентации, широкий температурный интервал сверхэластичности, достигаемый за счет ориентационной зависимости прочностных свойств высокотемпературной фазы, выделения дисперсных частиц у'-фазы и подавления процессов локального пластического течения. Критерий высокотемпературной сверхэластичности, состоящий в достижении высокопрочного состояния высокотемпературной фазы одновременно с минимизацией напряжений, необходимых для начала В2-Ыо мартенситного превращения под нагрузкой.

Достоверность полученных в работе результатов обеспечивается корректностью постановки решаемых задач и их физической обоснованностью, использованием современных методов и методик исследования, большим объемом экспериментальных данных и их статистической об-

работкой, сопоставлением установленных в работе закономерностей с фактами, полученными другими исследователями.

Личный вклад автора заключается в проведении большинства экспериментальных и теоретических исследований, обработке результатов измерений, их анализе на основе существующих представлений физики конденсированного состояния.

Апробация работы и публикации. Материалы диссертации были представлены на международных и всероссийских конференциях и симпозиумах: Берншгейновские Чтения по термомеханической обработке металлических материалов, Москва, 2006; XIII, XIV, XV Международная научно-практическая конференция студентов, аспирантов и молодых учёных «Современные техника и технологии», Томск, 2007, 2008, 2009; XVII, XIX Петербургские чтения по проблемам прочности, Санкт-Петербург, 2007,2010; IV, V, VI, VIII Международная конференция студентов и молодых учёных «Перспективы развития фундаментальных наук», Томск, 2007, 2008, 2009, 2011; VIII, IX Международная научно-техническая Уральская школа-семинар металловедов-молодых ученых, Екатеринбург, 2007, 2008; XIX Уральская школа металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», Екатеринбург, 2008; Пятнадцатая Всероссийская научная конференция студентов-физиков и молодых ученых, ВНКСФ-15, Кемерово-Томск, 2009; V Всероссийская конференция молодых ученых «Физика и химия высокоэнергетических систем», Томск, 2009; The 8th European Symposium on Martensitic Transformations. ESOMAT, 2009, Prague, Czech Republic; II Международная школа-конференция молодых ученых «Физика и химия наноматериалов», Томск, 2009; Первые Московские чтения по проблемам прочности Москва, 2009.

Публикации. Результаты диссертационной работы опубликованы в 5 статьях в рецензируемых журналах, рекомендованных ВАК, и в 19 сборниках трудов и материалов российских и международных конференций. Список основных публикаций приведен в конце автореферата.

Структура и объем работы. Диссертационная работа состоит из введения, четырех глав, выводов и списка использованных источников. Общий объем диссертации 145 страниц, включая 61 рисунок, 3 таблицы и список использованных источников из 126 наименований.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении дана краткая характеристика современного состояния проблемы, обоснована актуальность темы, сформулирована цель и аргументирована научная новизна исследований, показана практическая значимость полученных результатов, представлены научные положения, выносимые на защиту.

В первой главе «Термоупругие мартенснтные превращения в ферромагнитных сплавах CoNiGa» представлен литературный обзор на основе имеющихся теоретических и экспериментальных работ, посвященных общей характеристике, термодинамике и кристаллографическим особенностям МП. Рассмотрены механизмы обычного и магнитного ЭПФ и СЭ. Приведен обзор экспериментальных исследований структуры и мартенсишых переходов в ферромагнитных сплавах на основе системы Co-Ni-Ga в зависимости от химического состава сплава.

Во второй главе «Постановка задач исследования, материал исследования и методика эксперимента» на основе анализа литературных данных формулируются и обосновываются задачи исследования, определяются материалы и методики исследования. Особенностью данной работы является использование для экспериментальных исследований механических и функциональных свойств монокристаллов сплава Co49NÍ2iGa3o с термоупругими B2-L10 МП в двухфазном состоянии: высокотемпературная В2-фаза и крупные частицы у-фазы с объемной долей f=6.2% и 8.6 %. До сих пор на монокристаллах сплава Co49Ni2iGa30, содержащих частицы у-фазы, систематических исследований ЭПФ, СЭ в зависимости от ориентации кристаллов, способа деформации - растяжения/сжатия, уровня приложенных напряжений и температуры испытания не проводилось.

В настоящей работе были поставлены следующие конкретные задачи:

1. На монокристаллах Co49Ni2iGa3o исследовать зависимость температур прямого B2-Llo МП и обратного Llo-B2 МП, температурного гистерезиса при охлаждении-нагреве в состоянии после роста монокристаллов в зависимости от объемной доли частиц у- и у'-фаз. In-situ электронно-микроскопические исследования влияния частиц у- и у'-фаз на тонкую двойниковую структуру Llo-мартенсита. 2. Исследовать зависимость предела текучести В2-фазы, напряжений мартенсит-ного сдвига при развитии МП под нагрузкой от ориентации кристалла и способа деформации -

растяжения/сжатия и выяснить принципиальную возможность развития СЭ в широком температурном интервале и при температурах выше 473К в монокристаллах сплава Co49Ni2iGa3o в состоянии после роста. 3. Исследовать зависимость величины ЭПФ, СЭ в монокристаллах сплава Co4<>Ni2iGa3o в состоянии после роста от ориентации кристалла, способа деформации - растяжения/сжатия и уровня приложенных напряжений. Электронно-микроскопическое исследование природы двойников в мартенсите, приводящих к увеличению величины обратимой деформации в интервате температур проявления ЭПФ и СЭ. 4. Разработка критерия для проявления высокотемпературной СЭ в монокристаллах сплава Co49Ni2iGa3o.

Для решения поставленных задач монокристаллы сплава номинального состава CoNiGa, приготовленного из кобальта (49 мас.%), никеля (21 мас.%), галлия (30 мас.%), были выращены модифицированным методом Бриджмена на модернизированной установке «Редмет-1» в атмосфере инертного газа с использованием керамического тигля. После роста монокристаллы находились в двухфазном состоянии: высокотемпературная В2-фаза и крупные частицы у-фазы. Кристаллы с различной объемной долей частиц у-фазы i=6.2% и 8.6% были получены при их росте. Ориентацию кристаллов определяли на рентгеновском дифрактометре «Дрон-3» с использованием Fe ka-излучения. Характеристические температуры МП определяли двумя методами: 1) по изменению электросопротивления р(Т) образцов в цикле нагрев/охлаждение в установке при постоянном токе с записью на двухкоординатный самописец Н-306; 2) метод дифференциальной сканирующей калориметрии (DSC) со скоростью нагрева/охлаждения ЮК/мин в интервале температур от 120-170К до 370К. Электронно-микроскопические исследования структуры высокотемпературной В2-фазы и Llo-мартенсита, in-situ эксперименты по исследованию B2-L10 МП при охлаждении в монокристаллах сплава Co49Ni2iGa3o проводили с использованием электронного микроскопа Hitachi Н-600 с ускоряющим напряжением ЮОкВ.

В третьей главе «Влияние у-, у'-фазы на температуры термоупругого B2-Llo мартен-ситного превращения и структуру Llo-мартенсита в монокристаллах сплава Co49Ni2iGa3o» представлены результаты исследований елияния у-, у'-фазы на основные характеристики термоуп-

температурный гистерезис и структуру Llo-мартенсита - в монокристаллах сплава Co49Ni2iGa3o в зависимости от его структурного состояния: 1) после роста двухфазное; 2) однофазное; 3) трехфазное.

Экспериментально установлено, что в состоянии после роста монокристаллы сплава Co49Ni2iGa3o при Т=300К характеризуются двухфазной структурой, состоящей из высокотемпературной фазы с В2-структурой и крупных частил у-фазы с неупорядоченной ГЦК-стружтурой (рис. 1). Частицы у-фазы имеют неравноосную пластинчатую форму с толщиной и дайной, соответственно, <1=2.5-Змкм и L=25-ЮОмкм. Плоскость габитуса частиц у-фазы параллельна плоскости (111) В2-фазы, а их объемная доля, оцененная по данным металлографии (рис. 1), оказалась равной 6.2% в одном кристалле и 8.6% в другом. Однофазное состояние, без частиц, монокристаллов достигалось закалкой от Т=1423К в течении 25мин и экспериментально было подтверждено оптическими исследованиями поверхности кристалла и электронно-микроскопически при исследовании тонких фольг закаленных образцов. Трехфазное состояние -В2-фаза + частицы у- и у'-фазы (у'-фаза - упорядоченная по типу Ll2 структура) - получали путем сложной термической обработки - отжиг при T=1173К, Зч + дополнительный отжиг при Т=873К в течение -НЗОмин, 1ч и 4ч.

На рис. 2 а, б, соответственно, представлены данные зависимости электросопротивления от температуры р(Т) для нескольких кристаллов с объемной долей у-фазы f=6.2% и кривые DSC выделения тепла при охлаждении/нагреве. Анализ данных, представленных на рис. 2 а, б показывает, что монокристаллы сплава Co49Ni2iGa3o с f=6.2% характеризуются близкими температурами МП. Во всех исследованных кристаллах MS<AS (MS=245K, AS=260K) и B2-L10 МП характеризуется малыми температурными гистерезисами: ri=(ArMs)=r2=(As-Mf)=13-20K и переохлаждением Ai=Mr М5 и перегревом Д2=АгА5 близкими к нулю.

ругих B2-Llo МП — температуры МП,

Рис. 1 - Металлографическая картина поверхности монокристаллов [001] сплава СодзМг^азо (ат.%) в состоянии после роста

MoAs^Af

-J

193 213 233 253 273 293 313 333 t,k Рис. 3 - Кривые DSC выделения тепла при охлаждении/нагреве для монокристаллов сплава Co49Ni2iGa3o (ат.%) после закалки от Т=1423К, 25 мин

213 223 233 243 253 263 273 283 293 ' Рис. 2 - а) Кривые зависимости электросопротивления от температуры р(Т) при охлаждении/нагреве для монокристаллов сплава Co49Ni2iGa30 (ат.%) в исходном состоянии с #=6.2%, 1-3 - номера кристаллов; б) кривая DSC при охлаждении/нагреве (кристалл 1)

Сопоставление температур МП и температурного гистерезиса Г) полученных: по температурной зависимости р(Т) и по кривым DSC дает близкие значения. Небольшое различие в температурах МП ~ равное по MS=2-7K может быть связано с неоднородным распределением у-фазы по объему монокристалла. При увеличение объемной доли у-фазы до Р=8.6% происходит повышение температуры Ms на 10-15К для B2-L10 МП (MS=255K) и увеличение температурного гистерезиса Г[ =Гг=27-32К по сравнению с кристаллами с f=6.2%. В монокристаллах с ¥=8.6% у-фазы также Ms< As, и Г1=Г2, Д1=Д2.___

На рис. 3 приведены кривые DSC выделения тепла при охлаждении/нагреве для монокристаллов сплава Co4sNi2iGa3o после закалки от Т= 1423К, 25мин, когда кристаллы находятся в однофазном структурном состоянии. Из рис. 3 видно, что B2-Llo МП характеризуется узким температурным гистерезисом Г[=Г2=25К, Д1=Дг. Сопоставление температур B2-Llo МП в кристаллах без частиц у-фазы и с частицами у-фазы показывает, что в однофазном состоянии без у-фазы температура MS=235K оказывается ниже, чем в кристаллах с у-фазой. Следовательно, изменение химического состава сплава Co49Ni2]Ga3o, связанного с выделением частиц у-фазы, сопровождается повышением температур B2-L10 МП.

In-situ электронно-микроскопические эксперименты при охлаждении до Т=153К и нагреве в колонне микроскопа монокристаллов сплава Co49Ni2iGa3o с частицами у-фазы и без частиц у-фазы показали, что независимо от наличия частиц у-фазы при охлаждении в монокристалле В2-фазы возникает Llp-мартенсит, который при нагреве исчезает (рис. 4 а). Следовательно, Llo-мартенсит

является термоупругам. Морфология Llo-мартенсита в монокристаллах с частицами у-фазы и без оказывается одинаковой. Переход В2-фазы в Llo-мартенсит при охлаждении происходит очень быстро и Llo-мартенсит распространяется одним фронтом. Llo-мартенсит оказывается тетрагональным (отношение осей с/а=0.78) и представляет собой длинные сдвойникованные по (111) плоскостям ламели (рис. 4 а). Толщина двойников составляет 150-200нм.

На рис. 5 представлены зависимости р(Т) для монокристаллов сплава Co49Ni2iGa3o после сложной термической обработки. Вначале исходный кристалл с f=6.2% был отожжен при T=1173К, Зч. После этой обработки кристалл также находится в двухфазном состоянии, но частицы у-фазы изменили форму

500нм 8

Рис. 4 - Ь-эШ! наблюдение образования И0-мартенсита при охлаждении в колоне микроскопа до Т=153К в монокристаллах сплава С^Щ^азо (ат.%): а) сдвойникованная структура Ыо-мартенсита в однофазном состоянии, МД - индексы мартенсита даны в координатах В2-фазы, М5 =249К; б) Llo-мapтeнcит при охлаждении до Т=143К с дисперсными частицами у'-фазы после старения при Т=873К в течение 0.5ч. Двойники имеют толщину 15нм

от пластинчатой до отжига к линзовидной после отжига. Внутри частица характеризуется внутренней дислокационной структурой и сдвойникованна по плоскости двойникования (111). Температуры для В2-Ы0 МП на зависимости р(Т) для данной обработки не определяются и лежат ниже температуры жидкого азота (рис. 5, кривая 2). Дополнительный отжиг при Т=873К в течение 1=0.5 -4ч приводит к выделению частиц у'-фазы и следовательно, кристалл представляет собой композит, состоящий из В2-фазы и двух типов частиц у- и у'-фаз. Частицы у'-фазы имеют неравноосную форму и ее размеры зависят от времени старения, после старения 0.5ч - бОнм, после старения 1ч -200нм. Плоскость габитуса частиц у'-фазы так же как и у-фазы оказывается параллельной плоскости (111) В2-фазы. Выделение частиц у'-фазы приводит вновь к появлению В2-1Ло МП на кривой

зависимости р(Т), повышает температуру М5 для В2-Ыо МП (М5=215К) по сравнению с обработкой при Т=1173К, Зч, но она все равно лежит ниже М3 относительно исходного состояния кристалла (М5=245К) на ЗОК. Увеличение времени старения при Т=873К приводит к незначительному повышению М5: ДМ5=3-5К. При выделении частиц у'-фазы В2-Ь1о МП характеризуется малыми значениями переохлаждения и перегрева и температурного гистерезиса: Г1=Г2=25К. Д1=Д2= 10К. Частицы оказывают сопротивление движению границ «мартенсит-высокотемпературная фаза» в результате происходит изменение кинетики мартенситного перехода от «взрывной» в однофазных кристаллах, когда М5«Мг и к

кинетике с незначительным переохлаждением и перегревом Д1=М5-Мг= Дг=Аг А3=ЮК.

Гл^Ш электронно-микроскопические экс-

233 253

Рис. 5 - Зависимость р(Т) для монокристаллов сплава Со4<>№21С>азо (ат.%) в состоянии после роста и после различных режимов термической обработки: 1) исходный кристалл с £=6.2%; 2) отжиг при Т=1173К в течение Зч с последующей закаткой в воду; 3)-7) закалка в воду после старения при Т=873К: 3) 0.5ч; 4) 1ч; 5) 2ч; 6) Зч; 7) 4ч

перимешы при охлаждении и нагреве в колонне микроскопа монокристаллов сплава Со49№г10азо с частицами у'-фазы показали, что выделение частиц у'-фазы приводит к изменению тонкой структуры Ыо-мартенсита (рис. 4 б). Неравноосные частицы у'-фазы являются препятствиями для движения Цо-мартенсита и при охлаждении Ыо-мартенсит развивается в объемах кристалла между частицами (рис. 4 б). Ширина мартенситных пластин и толщина двойников становятся зависящими от расстояния между частицами. Ыо-мартенсит содержит высокую плотность двойников. Толщина двойников в 10 раз уменьшается по сравнению с однофазными кристаллами и после роста с частицами у-фазы и оказывается равной 15-20нм (рис. 4 б). Используя экспериментально определенные значения толщины двойников (рис. 4 б) и соотношение (1) для определения толтттин таких двойников:

л/Рс

можно оценить их плотность рб в зависимости от термической обработки. Так, в однофазном состоянии плотность двойников равна (2.5-4.4)*1013 м"2, а после старения при Т=873К в течение 0.5ч составляет (2.5-4.4)х1015 м"2, что превышает исходную плотность двойников на 2 порядка.

Анализ представленных данных показывает, что термодинамическое описание В2-1Ло МП в монокристаллах сплава Со^^М^Сгазо в двухфазном с у-фазой и однофазном состоянии необходимо рассматривать в рамках модели Коэна [1], когда МП происходит взрывом М5«Мг с одной границей раздела. Это значит, что упругая анергия ДОгет генерируется в образце уже при зарождении первой пластины 1Л0-мартенсита при Т=М5. ДОгеу(М3)#0 и не зависит от объемной доли мартенсита ДGrev=const и, соответственно, при обратном МП при А3«Аг для последней пластины мартенсита ДОгет(АЛ?ЭД, т.е., условия для движения межфазной границы одинаковы при прямом и обратном МП. Исходя из [1] и используя экспериментальные значения энтропии для В2-Ы0 МП Д80ь=11.7 Дж/кг-К и температуры МП в работе была оценена упругая АО,^ и рассеянная Дйй энергии при МП: ДОгеу=27.3Дж/кг, ДОа=72.8Дж/кг. Дй^ в 2.5 раза больше ДСтгсу. Следовательно, межфазная граница при своем движении испытывает значительное сопротивление со стороны матрицы. При

выделении частиц у'-фазы AGrev также генерируется в образце при зарождении первой пластины мартенсита как и в однофазных кристаллах и увеличивается с ростом объемной доли Ll0-мартенсита. В отличие от однофазных кристаллов зарождение мартенсита происходит не с одной границей раздела, а в объеме материала. Оценки АОгет и AGj показывают, что выделение частиц у'-фазы приводит к одновременному росту обратимой AGrev в 2.5-3.5 и рассеянной AGd энергии в 1.52 раза по сравнению с однофазными кристаллами.

Повышение температуры Ms в монокристаллах сплава Co49Ni2iGa3o связано с изменением химического состава сплава при выделении частиц у-фазы, богатой Со, и/или выделении частиц у'-фазы, богатой Ni.

Четвертая глава «Функциональные и прочностные свойства монокристаллов сплава

Co49Ni2iGa3o» состоит из четырех разделов.

В разделе 4.1 «Ориентационная зависимость эффекта памяти формы в монокристаллах сплава Co49Ni2iGa3o» приводятся экспериментальные результаты по исследованию величины ЭПФ в зависимости от ориентации кристалла, способа деформации - растяжения/сжатия, температуры испытания и уровня приложенных напряжений.

Для исследования ЭПФ были выбраны ориентации двух типов: 1) [001], [ 1 39], где деформация раздвойникованием для Llo-мартенсита по (111) плоскостям =0; 2) [011], [123]. где раз-двойникование имеет место (рис. 6 г) [2].

Рис. 6 - а) Факторы Шмида для систем скольжения а[001]( 110) в В2-структуре для монокристаллов сплава Co49NÍ2,Ga3o (ат.%). Зависимость деформации превращения от ориентации с учетом образования CVP структуры Llo-мартенсита: б) сжатие; в) растяжение; г) с учетом деформации раздвойникования при сжатии [2]

ЭПФ измеряли двумя способами: 1) при деформации при T<MS с последующим нагревом в свободном состоянии при Т>Ай 2) при охлаждении/нагреве под постоянной нагрузкой в интервале температур от 320К до 242К.

На рис. 7 (кривые 1-3) представлены экспериментальные исследования величины ЭПФ в [001]-монокристаллах сплава Co49NÍ2iGa3o с f=6.2% у-фазы в температурном интервале T=77K-MS первым способом. На зависимости о(е) при Ti=77K можно выделить четыре стадии деформации Llo-мартенсита. Стадия I связана с упругой деформацией самоаккомодирующей системы Llo-мартенсита. На II стадии происходит движение межвариантаых и двойниковых границ Llo-мартенсита. Если на стадии II заданная деформация e^áeo (so - деформации решетки при B2-L1q МП), то при снятии нагрузки после нагрева в свободном состоянии при T>Af кристалл полностью восстанавливает свои исходные до деформации размеры. Следовательно, реализуется ЭПФ, величина которого оказалась близкой к теоретически предсказанной величине ео=4.5% при B2-Llo МП, 8зад=Еобр=еэпФ (рис. 7 кривая 1, а).

При достижении уровня напряжений о=100МПа, когда Езаг^о, на кривой a(s) происходит переход к стадии III деформации Llo-мартенсита, которая протекает с более высоким коэффици-I ентом деформационного упрочнения ©=do/de по сравнению со стадией П. При разгрузке деформация на стадии III оказывается обратимой. Следовательно, при Ti=77K<Ms кристаллы [001] проявляют «резиноподобное поведение» или «ферроупругость». При этом общая обратимая деформация е0бр состоит из двух компонент: вэп® и 8фу: в0бр=еэпф+ефу. Последовательное увеличение е^ до 6% при Ti=77K сопровождается ростом деформации £фу и ее максимальные значения достигают 2.2%. В результате общая обратимая деформация превышает деформацию решетки при B2-Llo МП. И, наконец, стадия IV при с>300МПа связана с упругой деформацией Llo-мартенсита, на которой участок кривой а(в) при нагрузке и разгрузке совпадает друг с другом.

нагрев ew нагрев нагрев

Рис. 7 - 1, 2, 3 - Кривые c(s) монокристаллов [001] сплава Co4SNi21Ga3o (ат.%) при сжатии при T<MS"- 1 - Т= 77К; 2 - Т=М|=253К; 3 - T=MS=258K; а, а' - зависимость величины ЭПФ и «ферроупругости» от величины заданной деформации: а - сжатие при Т=77К; а' - сжатие при T=Mf=253K; б - деформация и температуры МП B2-L1 о под постоянным сжимающим напряжением <т=3.57МПа; в - растяжение при Т=77К

При Тг=Мг и Тз=М5 обратимая деформация £^,=5.5-6% при снятии нагрузки также состоит из двух составляющих как и при Т1 (ёэпф и ефу) и превышает величину деформации решетки ео= 4.5% для В2-Ь1о МП. При измерении величины ЭПФ в [001] кристаллах вторым способом - под сжимающей нагрузкой о=3.57МПа в интервале температур от 320К до 242К величина ЭПФ уже при малых значениях а оказалась равной величине ЭПФ определенной первым способом и теоретически предсказанной величине ео=4.5% при В2-1Л0 МП (рис. 7 кривые 1-3, а, а1, б).

При деформации растяжением в [001] кристаллах при изучении ЭПФ первым способом при Т1=77К наблюдается стадийность аналогичная стадийности при деформации сжатием (рис. 7 б). Если на стадии П заданная деформация взш<ео (ео=9%), то при снятии нагрузки после нагрева в свободном состоянии при Т>Аг кристалл полностью восстанавливает свои исходные размеры до деформации и наблюдается ЭПФ, величина которого оказывается равной теоретически рассчитанному значению ео=9°/о при растяжения для В2-Ыо МП (рис. 7 в), ерэпф>6сжэпф- Следовательно, величина ЭПФ зависит от способа деформации. Исследовать зависимость обратимой деформации при растяжении при Т=77К-М5 от уровня напряжений не удается из-за хрупкости кристаллов.

В [011] кристаллах при сжатии, в отличие от кристаллов [001] деформация раздвойникова-нием не равна нулю и поэтому на стадии П общая деформация равная 4.5% включает деформацию ео=2.3% и величину деформации раздвойникованием ЕрЮдВ=2.2%. При нагреве выше А( эта деформация обратима, в результате реализуется ЭПФ. При заданной деформации больше бо=4.5% в [011] кристаллах проявляется ферроупругость, величина которой равна 3%. В результате общая обратимая деформация р^ер[П] 1]и„=еэпф+ььу=4.5%+3%=7.5%.

Все исследуемые в работе кристаллы проявляют «резиноподобное поведение» или ферроупругость, которая зависит от ориентации и способа деформации. Так, в кристаллах, в которых деформация раздвойникованием равна нулю, £0бр- имеет следующие значения: еобр[ 1 39]сж=еэпя>+ £фУ=5%+2%=7%, Еобр[Т39]р=еэпФ+боУ=7%+1%=8%; еобр[001]сж=еэпф+бфу=4.5%+2%=б.5%, £обр[001 ]р=5эпф+Ефу= 11.5%+1 %= 12.5%. Для кристаллов [011], где деформация раздвойникованием не равна нулю, £^[01 1]сж=еэпф+ефу=4.5%+3%=7.5%, Ео6р[011]р=еЭпФ+8фу=3.7%+0.5%=4.2%.

1п-31Ш эксперименты по охлаждению тонких фольг в колоне микроскопа показали, что стадия П при изучении ЭПФ связана с движением Ыо-мартенсита сдвойникованного по (111) плоскостям, а стадия Ш с (110) двойниками Ыо-мартенсита.

В табл. 1 представлены экспериментальные значения величины ЭПФ для исследованных в работе кристаллов с объемной долей частиц у-фазы 0=6.2%, из которой видно, что, во-первых, величина ЭПФ Ео зависит от ориентации кристалла и способа деформации - растяжения/сжатия. Во-вторых, экспериментальные значения ео совпадают с теоретически рассчитанными значениями деформации решетки ео при В2-1Ло МП (рис. 7, табл. 1). Так как ёо зависит от ориентации оси кристалла и способа деформации, то из уравнения Клапейрона-Клаузиуса

аг

дг

дя

следует, что от ориентации оси-Кристалла и способа деформации должны зависеть значения а=ч!оол/<1Т. В соотношении (2)- ДЗ и АН - изменение энтропии и энтальпии при МП на единицу Таблица 1 - ЭПФ Ео в монокристаллах сплава О^Мг^аэо объема, То - температура равновесия фаз,

еоА_м - деформация решетки при превращении. Действительно, экспериментально установлено, что значения а=<1со.1/с1Т при Т>М5 зависят от ориентации кристалла и при фиксированной ориентации зависят от способа деформации — растяжения/сжатия (табл. 1) в полном соответствии с соотношением (2). Так, например, при деформации растяжением в [001]-кристаллах £о=11.5% и оказывается больше, чем при сжатии ео=4.5%. Большим значениям ео соответствуют меньшие значения а=с1солМТ: ар[001]< асж[001]. При одном способе деформации, например, при растяжении [001]-, [034]-кристаллов бор[001]>еД034] и, соответственно, ар[001]<ар[034], при сжатии Е0сж[Т23]<а)ак[001] и сНТгЗра^ОО!].

В разделе 4.2 «Ориентационная зависимость температуры появления первой петли сверхэластичности в монокристаллах ферромагнитного сплава СоиГ^г^азо» представлены результаты исследования условий для развития СЭ при температуре вблизи А^262К в монокристаллах сплава Со49№210азо (ат.%) с объемной долей частиц у-фазы {-6.2% в зависимости от ориентации кристалла и способа деформации - растяжение/сжатие.

Известно, что СЭ появляется при температуре Т=А& при которой мартенсит является термодинамически неустойчивым. Экспериментально установлено, что при деформации сжатием в [001]-кристаллах СЭ обнаружена при Т=А^ а во всех других исследованных ориентациях [ 123], [011], [034] СЭ появляется при Т>Аг. Первая совершенная петля СЭ в [ 123]-кристаших появляется при Т=АгЬ22К, а [011]-кристаллах СЭ имеет место при Т=АН 38К (рис. 8). <001^ •

ориентация тип испытания ео, % а,о а <л' МПа/К, экспер.

для МП В2-1Л0, теория [2] для МП В2-Ы0, экспер.

[001] растяж. 9 11.5 1.2

сжатие 4.5 4.5 2.1

[011] растяж. 2.5 3.7 -

сжатие 4.5 5 2.1

[034] растяж. 4.8 4 2.5

сжатие 4.5 4.4 2.3

[123] растяж. 3.5 - -

сжатие 3.2 4.5 2.45

[111] растяж. 0.2 - -

сжатие 0.3 - - .

РчгЧ П

Деформация, %.

Рис. 8 - Ориентационная зависимость температуры появления СЭ в монокристаллах сплава О^юМцСазд (ат.%) при сжатии: а) [001], б) [123], в) [011], А(= 262К

В кристаллах одной ориентации появление первой петли СЭ зависит от способа деформации: растяжения/сжатия. Так, в [001]-кристаллах при деформации сжатием СЭ наблюдается при Т

Деформация, %

Рис. 9 - СЭ в [001]-монокристаллах сплава Осиливаю (ат.%) при: а) растяжении, б) сжатии, АГ=262К

=А6 тогда как при деформации растяжением при Т=Аг+25К (рис. 9), а в [034]-кристаллах, напротив, СЭ при Т=Аг появляется при деформации растяжением, а при деформации сжатием при Т=Аг +22К (табл. 2). Анализ полученных данных свидетельствует о том, что появление СЭ при Т=Аг корелирует с величиной механического гистерезиса До. Если величина Да мала и равна 20-25МПа, то первая совершенная петля СЭ наблюдается при Т=Ас, как в [001] при сжатии и в [034] при растяжении.

Таблица 2 - Теоретически рассчитанные и экспериментальные данные величин механического гистерезиса До и температуры начала СЭ при растяжении/сжатии для монокристаллов ферромагнитного сплава СотаМ^ваи (ат.%), Ар2б2К__

Ориентация Тип испытания <70.l(Ms), МПа Да, МПа, экспер. Да, МПа, теория [2] Тсэ (Af), К, экспер. Тсэ (Af), К, теория m ao.i, МПа, для первой петли СЭ

[001] растяж. 10 40±5 50 Af+30 Affl5 70

сжатие 10 25±5 60 Af Af+5 30

Г1231 сжатие 10 40±5 70 Af+21 Äff 10 50

ГШ 11 сжатие 10 90±5 60 Äff 31 Af+5 110

[034] растяж. 10 20±5 70 Af Af+5 35

сжатие 10 80±5 66 Äff35 Af+5 110

Влияние величины механического гистерезиса Да на появление СЭ детально исследовано на [034]-кристаллах (рис. 10). СЭ в данных кристаллах исследовалась в температурном интервале 263К<Т<375К вначале от низких температур к высоким, а затем от высоких к низким. При каждой

температуре задавалась одна степень деформации при нагрузке 4-4.5%. Экспериментально установлено, что не зависимо от направления изменения температур испытания СЭ при Т=300К наблюдается, при Т=313К СЭ отсутствует, а при Т>313К СЭ имеет место. В экспериментах по циклированию при Т=313К установлено, что если задать деформацию равную ео без деформации раздвойникованием, то получаем узкий механический гистерезис, и совершенную СЭ (рис. 10, б).

Если заданная деформация больше So и включает деформацию раздвойникованием Llo-мартенсита, гистерезис становится широким и СЭ не наблюдается. Имеет место стабилизация мартенсита напряжений. Таким образом, увеличение температуры конца обратных МП Af под нагрузкой, определяемой по температуре появления совершенной петли СЭ, по сравнению с температурой конца обратных МП Af без нагрузки необходимо рассматривать как эффект стабилизации мартенсита напряжений.

На основе экспериментальных данных в работе развивается критерий появления совершенной петли СЭ при T=Af в зависимости от ориентации кристалла и способа деформации растяжения/сжатая [3]. Для появления СЭ при T=Af необходимо два условия: 1) Af под нагрузкой должна быть больше Af без нагрузки; 2) оо.1>Да. Влияние ориентации кристалла и способа деформации на появление СЭ при T=Af учитывается через зависимость a=da/dT от ориентации и способа деформации. Критерий напряжений для возникновения СЭ определяется как:

а0,(Г) > Аа(Г) = 2<r™ +(Adf , (3)

а температурный критерий для полной СЭ:

Г>4+а0Т^ (4)

der

Здесь Af - температура конца обратного МП под нагрузкой, uff - минимальное напряжение необходимое для возникновения МП под нагрузкой в Ms. В табл. 2 приведены оценки для проявления СЭ по соотношениям (3) и (4). Из табл. 2 видно, что экспериментально установленная

Co49Ni2iGa3o (ат.%) при: а) - сжатии, б) - цитировании при Т=313К, А(=262К

зависимость Тсэ от ориентации хорошо описывается соотношением (4). Рассчитанные значения Дс(Т), при которых должна наблюдаться первая петля СЭ, оказываются близкими к экспериментально найденным значениям Дс(Т). С учетом влияния ориентации, было показано, что там где гистерезис узкий, СЭ появляется при T=Af и эффект стабилизации мартенсита не наблюдается, это в [001] ориентации при сжатии, и в [034] при растяжении. Эффект стабилизации мартенсита напряжений имеет место при сжатии [011]- и [034]-кристаллов, которые характеризуются высокими значениями механического гистерезиса Да.

Экспериментально установлена корреляция между величиной механического гистерезиса До, деформацией раздвойникованием и локальным пластическим течением при B2-Llo МП. Если деформация раздвойникованием равна нулю и процессы локального пластического течения подавлены из-за равных нулю факторов Шмида для скольжения, то Да узкий, как это имеет место в [001] кристаллах. И наоборот, если деформация раздвойникованием не равна нулю и процессы локального пластического течения имеют место, то Да широкий, как обнаружено в [011] или [034]-кристаллах.

В разделе 4.3 «Влияние уровня приложенных напряжений на величину сверхэластичности в монокристаллах сплава Co49Ni2iGa3o» представлены результаты исследований величины СЭ в монокристаллах сплава Co49NÍ2iGa3o с объемной долей у-фазы f=6.2% при деформации сжатием в зависимости от уровня приложенных напряжений при T>Af в [001]-, [ 124]-, [ 1 23]- и [011]-ориентациях.

На рис. 11 представлены кривые с(е) при температуре Т=300К выше Af для кристаллов [001] при деформации сжатием. Видно, что на кривой а(е) наблюдается два плато: плато и плато", на которых деформация при разгрузке оказывается обратимой (рйс. 11, а). После первой стадии

упругой деформации Ii наблюдается «плато1» - нулевая стадия с небольшими значениями коэффициента деформационного упрочнения © при ao.i-ЮМПа и величиной деформации равной £-^^=0.5%. Затем, на кривой о(е) имеет место стадия Ь упругой деформации В2-фазы, которая при ао.1=75МПа сменяется «плато11» с малым ©, где происходит B2-Llo МП под нагрузкой. Величина деформации на «плато11» е^о =3.5-4% и оказывается близкой к величине деформации решетки so=4.5% для B2-Llo МП (рис. И). Если сзад<8Г1лгго(щ~3.5-4 %, то £сэ пРи снятии нагрузки определяется обратным переходом Llo-B2, в результате которого происходит исчезновение мартенсит-ной фазы. При е>4% на кривой с(е) наблюдается стадия Ш с высокими значениями 0, которая обратима при разгрузке и является стадией неупругой деформации мартенситной фазы ену при T>Af. Максимальные значения Ену оказываются равными 2-2.2% (рис. 116, б'). По величине ену~ефу, значит неупругость является ферроупруго-стью. Таким образом, при снятии нагрузки обратимая деформация есэ при T>Af без учета деформации на «плато1» состоит из двух составляющих: ешип^ и ену; £сэ= ещвд^щ+ену и превышает величину ео при B2-Llo МП. При а>150МПа наблюдается стадия IV упругой деформации Llo-мартенсита (рис. 11 а). Выше уровня напряжений а=1500 МПа кристаллы [001] при Т=300К не деформируются, разрушаются хрупко, не достигая пластической деформации Llo-мартенсита.

В кристаллах [124] на кривой а(е) при Т=423К обнаруживается пять стадий деформации (рис. 12 а): первые четыре стадии аналогичны стадиям в кристаллах [001], а стадия V, связана с пластической деформацией скольжением или двойникованием Llo-мартенсита, которая не достигается в кристаллах [001]. В экспериментах по циклированию установлено, что при 8зад=11% величина СЭ в кристаллах [ 124] определяется суммой обратимых деформаций на стадиях П и Ш, равной есэ=еп+£ну=8%, что превышает теоретически рассчитанную деформацию решетки So=3.8%

Рис. И - а, б - Кривые о(е) [001]-монокристаштов сплава Co49NÎ2iGa3o (ат.%) при сжатии при T>Af=275 К, Т=300К; б' - зависимость величины обратимой деформации от величины задапной деформации

Рис. 12 - а) Кривые о(г) [ 1 24]-монокристашгов сплава

Co49Ni2iGa3o (ат.%) при сжатии при Т=423К, I>Af=275K,; а') зависимость величины обратимой деформации от величины задан-

для кристаллов [ 124] в 2 раза. При этом необратимая деформация, которая не исчезает при нагреве выше Af, равна s„e(,6p=3% (рис. 12).

Аналогичная картина наблюдается в [011] и [123] кристаллах. Во всех исследованных ориентациях величина СЭ превышает величину деформации решетки г0. Это означает, что дополнительно к фазовому переходу под нагрузкой из В2-фазы в Llo-мартенсит в кристаллах возникают дефекты, которые оказываются обратимыми при цикле «нагрузка-разгрузка».

Электронно-микроскопически установлено, что нулевая стадия в кристаллах [001] при Т=300К на кривой о(е) связана с обратимыми ГЦК-ГПУ (ПТУ - е-мартенсит) МП в частицах у-фазы. е-мартенсит в частицах развивается под нагрузкой в трех системах (рис. 13 а). С ростом температуры испытания Сол для у-s МП возрастают линейно как в сплавах, испытывающих МП под нагрузкой. При Т=323К co.i становятся в 2 раза больше, чем при Т=300К и величина a=do/dT=0.14Mna/K. Стадия П связана с обратимым движением Llo-мартенсита, а стадия Ш с обратимым движением двойников (1 1 0) в Llo-мартенсите. Двойники с плоскостями даойникования (111) и с плоскостями (1 1 0) в Lio- мартенсите обнаружены в кристаллах [001] после деформации 8зад=

■ 6.5%и о=500МПа (рис. 13 б). Их термоупругий характер подтвержден в in-situ экспериментах по нагреву, тонких фольг в колоне электронного микроскопа. При нагреве двойники (1 10) Llo-мартенсита оказываются подвижными в кристалле и исчезают одновременно с двойниками (1 1 1).

В [ 124] кристаллах электронно-микроскопически установлено, что после деформации £=11% при Т= 423К кристалл при Т= 300К имеет В2-структуру и содержит высокую плотность двойников (1 12) в В2-фазе и дислокации (рис. 13 в). Показано, что образование двойников (112) в В2-фазе в кристаллах [124] связано с деформацией двойникованием по (1 1 0) кристаллов Llo-мартенсита, развитием дислокационного скольжения в Llo-мартенсите и подавлением подвижности двойников (1 1 0) при обратном мар-тенситном переходе Ll0-B2 при снятии нагрузки. В результате двойники (110) Llo-мартенсита переходят в двойники (112) В2-фазы.

На основе полученных данных в работе предлагается схема реализации полной СЭ и образования (1 1 0) двойников Llo-мартенсита под нагрузкой в монокристаллах сплава Co49Ni2¡Ga3o. В жестких ориентациях, например [001], при T>Af под нагрузкой монокристалл В2-фазы переходит в сдвойникованный по плоскостям (111) Llo-мартенсит. С ростом деформации а,и>8о Llo-мартенсит не раздвойниковывается из-за равных нулю факторов Шмида для двойникования по плоскостям (lll), а двойникуется по плоскостям (1 ТО) Llo-мартенсита. Значит монокристалла Llo-мартенсита в кристаллах [001] под нагрузкой не образуется. В кристаллах [001] Llo-мартенсит пластически не деформируется скольжением. Снятие нагрузки приводит к обратимому движению

Рис. 13 - Электронно-микроскопические исследования [001] монокристаллов сплава Сод^Мг^азо (ат.%) при сжатии при Т=300К: а) наблюдение е-мартенсита в частицах у-фазы; МД- ось зоны (011),[|(2 110)г; б) наблюдение двойникования по плоскостям (1 11) и (11 0) в Ыо-мартенсите; 8=6%; МД -ось зоны [110]м[|[ 1 1 0]д в) двойникование по плоскостям (112) в В2-фазе в монокристаллах [124] при Т=423К; е=11%, МД - ось зоны [110]М||[ТТ0]Д> Аг=269К

двойников (1 10) Llo-мартенсита и к исчезновению сдвойникованного по плоскостям (1 1 1) Llo-мартенсита и, следовательно, к восстановлению исходного монокристалла В2-фазы. В результате реализуется полная СЭ, без обратимой деформации.

В мягких ориентациях, например [ 1 24], реализуется два случая. Первый случай: при T>Af под нагрузкой монокристалл В2-фазы переходит в сдвойникованньш по плоскостям (11 1) Lio-мартенсит, который раздвойниковывается и переходит в монокристалл Llo-мартенсита При Em¿>so монокристалл Llo-мартенсита двойникуется по плоскостям (110) Llo-мартенсита. Если в ходе деформации уровень напряжений для пластической деформации скольжением Llo-мартенсита не достигнут, то при снятии нагрузки сдвойникованньш по плоскостям (1 1 0) Llo-мартенсит переходит в раздвойникованный монокристалл Llo-мартенсита, который затем переходит в монокристалл В2-фазы и имеет место СЭ. Второй случай, когда при достижении уровня напряжений пластической деформации Llo-мартенсит в кристаллах [ 124] пластически деформируется скольжением и двойникованием по (1 1 0) плоскостям. Снятие нагрузки в этом случае не приводит к исчезновению двойников (1 10) Llo-мартенсита и они наследуются в В2-фазе как двойники (1 12) в В2-фазе. В результате при снятии нагрузки полного восстановления В2-фазы не происходит, она сохраняет двойники, и полная СЭ не наблюдается.

В разделе 4.4 «Ориентационная зависимость температурного интервала сверхэла-етичности и высокотемпературная сверхэластичность в монокристаллах сплава Co^NijjGajo при сжатии» представлены результаты исследований СЭ в монокристаллах сплава Co49NÍ2iGa3o с объемной долей у-фазы f=6.2% при деформации сжатием в зависимости от температуры испытания при T>Af и ориентации кристалла с целью определения температурного интервала развития СЭ и его зависимости от ориентации кристалла.

На рис. 14 приведены результаты исследования СЭ в монокристаллах сплава Co49NÍ2iGa30 при T>Af для [001], [011], [123] и [124] ориентаций при сжатии. Видно, что СЭ наблюдается в широком температурном

Рис. 14 - Кривые «напряжение-деформация» для монокристаллов сплава интервале который Co49NÍ2iGa30 (ат.%) при сжатии в зависимости от ориентации: а) [001]; б) [ 123]; зависит от ориента-в) [011]; г) [Т24]; Af=262K, 1=6.2% ции кристаллов. В

кристаллах [001] ориентации СЭ наблюдается в температурном интервале начиная от Ti=Af=262K и заканчивается при Т2=623К. В результате температурный интервал проявления СЭ ДТсэ в [001] зфисталлах составляет 361К. В [011]-кристаялах первая совершенная петля СЭ имеет место при Ti=Af+31K, а максимальная температура, при которой обнаруживается совершенная петля СЭ Т2=628К и АТсэ=335К; в [Т23]-кристаллах T,=Afl-21K, Т3=423К и АТсэ=140К и, наконец, в [124]-кристаллах Ti=Af+61K, Т2=523К и ДТСэ=200К. Выше температуры Т2 в исследованных кристаллах наблюдается частичная обратимость заданной деформации. Такой большой интервал наблюдения СЭ ДТсэ=140-361К и при высоких температурах - высокотемпературная СЭ - в сплавах Co49Ni2iGa3o обнаружены впервые для сплавов с памятью формы.

При исследовании температурного интервала проявления СЭ установлено, что величина СЭ уменьшается с ростом температуры, а величина механического гистерезиса Да с ростом температуры меняется немонотонно (рис. 15, 16). Так, в монокристаллах [001] при Af<T<623K величина СЭ 8сэ=3.8-4.5%. Эта величина оказывается близкой или равной величине деформации решетки so=4.5% при B2-Llo МП для данной ориентации. При 623К<Т<698К в [001] кристаллах наблюдается уменьшение величины СЭ есэ до 1.5% (рис. 15, кривая 1). В [ 123] ориентации видно, что при 283К<Г<423К величина Есэ равна 3% (рис. 15, кривая 2). Эта величина близка к е0=3.2%

при В2-1Ло МП для данной ориентации с учетом деформации раздвойникования. С повышением Т испытания происходит уменьшение величины есэ от 3% при Т=290К до 1% при Т=750К (рис. 15, кривая 2). Аналогичное уменьшение величины СЭ бсэ наблюдается в [011] ориентации от 4.5% при Т=300К до 1% при Т=730К (рис. 15, кривая 3). Величина Да в [001] кристаллах при Т<450К не зависит от температуры испытания и имеет малые значения равные 20МПа (рис. 16, кривая 1).

Это значит, что в [001 ]-кристаллах сила трения и диссипация энергии не зависят от температуры испытания при Т< 450К. При 450К< Т<600К при сжатии наблюдается рост Да, который связан с образованием мартенсита под нагрузкой, для которого уровень напряжений со.1 с ростом температуры приближается к уровню высокотемпературной фазы В2. При Т>600К До уменьшается и появляется необратимая деформация, что связано с пластической деформацией самой высокотемпературной В2-фазы. Это значит, что с увеличением температуры испытания сила трения и диссипация энергии увеличиваются. В [011], [123] и [124]-кристаллах как при Т<450К так и при 450К<Т<600К имеет место монотонное увеличение механического гистерезиса, а при 1>600К так же как и в [001] ориентации Да уменьшается (рис. 16, кривые 2-4). При 450К<Т<600К наблюдается рост Да почти в 8-10 раз по сравнению с Да вблизи Т= А,.

Для объяснения физических причин развития СЭ в монокристаллах [001], [011], [1 24] и [ 123] сплава Со4р№210азо в широком температурном интервале и проявления высокотемпературной СЭ в работе детально была исследована зависимость осевых напряжений аол в температурном интервале Т=77-923К (рис. 17). При Т=235К на зависимости наблюдаются минимальные напряжения =20МПа, эта температура соответствует температуре начала МП. Зависимость со.КТ) имеет

вид, характерный для сплавов, испытывающих МП под нагрузкой, и состоит из трех стадий: 1) ниже наблюдается мартенсит охлаждения; 2) интервал развития МП под нагрузкой, который описывается уравнением Кла-пейрона-Клаузиуса (соотношение (2)); 3) пластическая деформация высокотемпературной В2-фазы.

Анализ показывает, что температурный интервал образования мартенсита под нагрузкой необычно широкий и не зависит от ориентации. Уровень напряжений в точке Ма (М^ - температура, при которой напряжения мартенсита под нагрузкой равны напряжениям высокотемпературной фазы) высокий и зависит от ориентации кристалла, максимальная величина наблюдается в [001] кристаллах.

Следовательно, сочетание двух факторов - широкий интервал развития МП под нагрузкой и высокие значения ао.1 в Ма - приводит к развитию СЭ в широком температурном интервале и при высоких температурах. Установлено, что высокий уровень напряжений в Ма в [001] кристаллах связан с выделением четырех кристаллографически эквивалентных вариантов частиц у'-фазы и с подавлением скольжения из-за равных нулю факторов Шмида в В2-фазе в этих кристаллах. Тогда как в [ 1 23] и [ 124] кристаллах выделяется один

кристаллах сплава Сс^МлОазо С^^йазо (ат.%) при сжатии: 1 - [001]; 2 -(ат.%) при сжатии: 1 - [001]; 2 - [1 -щ, 3 - [011]; 4 - [Т24]; Аг=262К [123];3-[011];Аг=262К

Температура, К

Рис. 17 - Температурная зависимость осевых напряжений оо.1 в монокристаллах сплава Сс^Щ^азо (ат.%) при сжатии (Тс - температура Кюри, ТС=380К)

вариант частиц и скольжение не подавляется из-за не равных нулю факторов Шмида в В2-фазе (рис. 18).

На основе полученных экспериментальных данных в работе предложена схема для реализации высокотемпературной СЭ в сплавах с одностадийным МП (рис. 19). За основу принимали идеи Отцуки-Веймана о прочностных свойствах «жесткой» (Ид) (кривая 2-4) и «мягкой» (Ба) (кривая 1-3) высокотемпературной фазы [4]. В работе вводится понятие «мягкий» (Бм) (линия 0-4) и «жесткий» (Нм) (линия 0-2) мартенсит напряжений. Из рис. 19 видно, что при развитии одностадийного МП под нагрузкой можно наблюдать следующие комби-

Рис. 18 - Электронно-микроскопические исследования дисперсных частиц у'-фазы в монокристаллах сплава Со49№210азо (ат.%) при деформации сжатием: а) четыре варианта частиц у'-фазы в [001]-монокристаллах при старении под сжимающей нагрузкой при Т=873К в течение 40мин; б) один вариант частиц у'-фазы в монокристаллах [ 1 23] при старении под сжимающей нагрузкой при Т=773К в течение 40мин

нации: (Нм, На), (Нм, Эа), (вм, На) и (Бм, Эа). Из анализа которых следует, что для наблюдения высокотемпературной СЭ необходимо сочетание «жесткого» аустенита и «мягкого» мартенсита.

Это явно реализуется в [001] кристаллах, где угол а растет медленно с ростом температуры из-за высоких значений ео, а уровень напряжений В2-фазы имеет максимальные значения.

Показано, что рост величины механического гистерезиса Да и уменьшение величины СЭ с ростом Т испытания в монокристаллах Со49№г1Сазо связаны со следующими факторами: локальным пластическим течением в В2-фазе, с влиянием напряжений на деформацию превращения, подавлением процесса раздвой-никования мартенсита при наличии частиц у'-фазы и заимодействием вариантов мартенсита друг с другом. Выводы

1. Впервые на монокристаллах сплава Со49№21Сазо (ат.%) экспериментально обнаружена зависимость эффекта памяти формы от ориентации кристалла и способа деформации - растяжения/сжатия. Показано, что величина эффекта памяти формы совпадает с теоретически рассчитанной величиной деформации решетки 8о для В2-1Ло мартенситного превращения. Установлено, что напряжения образования мартенсита под нагрузкой зависят от ориентации кристалла и способа деформации растяжения/сжатия и описываются уравнением Клапейрона-Клаузиуса.

2. На монокристаллах сплава Со49>Й21Сгазо (ат.%) при деформации сжатием обнаружен широкий температурный интервал сверхэластичности ДТСэ, который зависит от ориентации кристалла: ДТсэ[001]=360К, ДТсэ[011]=335К, ДТСэ[123]=145К, ДТсэ[Т24]=200К, и высокотемпературная сверхэластичность при Т=628К. Предложен критерий высокотемпературной сверхэластичности, который состоит в достижении высокопрочного состояния высокотемпературной фазы одновременно с минимизацией напряжений, необходимых для начала мартенситных превращений под на-

¿СоаСП

2 1 / .........../—у—.";-** 4 у —-Л"

ни ц |3 __

/ /^-^¡зм

о ¡/

м; а,

Температура Рис. 19 - Схема, описывающая формирование высокотемпера1урной СЭ: - напряжение, при котором происходит локальное пластическое течение и завершается СЭ; а, р, у - температурные интервалы СЭ для сочетаний Нмх§а; 5м*8д; Эм* Нд, соот-

1ок

ветственно; с ростом сг0, интервалы развития СЭ будут возрастать

грузкой за счет высоких значении

превращения ео и малых значении а = -

£Г

3. Впервые на монокристаллах сплава Со49№210азо (ат.%) обнаружено явление стабилизации мартенсита напряжений, которое состоит в превышении температуры появления первой петли сверхэластичности Тсэ температуры конца мартенситных превращений А^ Показано, что стабили-

зация определяется соотношением величины механического гистерезиса Да и напряжений начала мартенситных превращений при T=Af a0.i(Af). В [001] кристаллах Да имеет минимальные значения, и стабилизация мартенсита не наблюдается. Высокие значения Да в [123]-, [011]- и [034]-кристаюшх приводят к стабилизации мартенсита Tco>Af и с увеличением Да наблюдается рост Тсэ.

Показано, что уровень напряжений деформации высокотемпературной фазы и величина деформации раздвойникования мартенсита определяют зависимость величины механического гистерезиса Да от ориентации кристалла и способа деформации - растяжения/сжатия.

4. Впервые на монокристаллах, ориентированных вдоль [001], [123]-, [011]- и [034] направлений, сплава Co49Ni2iGa3o (ат.%) обнаружено явление ферроупругости, которое приводит к превышению величины обратимой деформации в экспериментах по изучению эффекта памяти формы при T<MS и в экспериментах по изучению сверхэластичности при T>Af. Деформация ферроупругости наблюдается в температурном интервале от 77К до 423К, зависит от ориентации кристалла и связана с обратимым движением механических двойников а<110>{ 110} в кристаллах Llo-мартенсита.

5. Выяснены физические причины появления {112} двойников в В2-фазе кристаллов сплава Co49NÍ2iGa3o (ат.%) после частично необратимых B2-Llo фазовых превращений. Показано, что {112} двойники В2-фазы наследуются из {110} механических двойников стабилизированных в L1 о-мартенсите дислокациями.

Список использованных источников

1. Salzbrenner R.J., Cohen М. On the thermodynamics of thermoelastic martensitic transformations // Acta Metallurgica. -1979. - V. 27. - N. 5. - p. 739-748

2. Dadda J., Maier HJ., Nikiasch D., Karaman I-, Karaca H.E. and Chumlyakov Y.I. Pseudoelas-ticity and cyclic stability in Co49NÍ2iGa3(> shape-memory alloy single crystals at ambient temperature // Metallurgical and materials transactions A. - 2008. - V. 39. - N. 9. - pp. 2026-2039

3. Liu Y., Galvin S.P. Criteria for pseudoelasticiti in near-eqaiatomic Nffi shape memory alloys // Acta met -1997. - V. 45. -N. 11. - pp. 4431-4439

4. Otsuka K., Wayman C.M. Shape memory materials / Cambridge: Cambridge University Press, 1998.-pp. 284

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах:

1. Киреева И.В., Чумляков Ю.И., Победенная З.В., Караман И., Калашников И.С. Ориента-ционная зависимость эффекта памяти формы и сверхэластичности в ферромагнитных монокристаллах Co49NÍ2iGa3o // Доклады Академии Наук. -2007. - Т. 416. - № 2. - с. 187-191

2. Чумляков Ю.И., Киреева И.В., Панченко Е.Ю., Тимофеева Е.Е., Победенная 3JB., Чусов С.В., Karamaa I., Maier Н., Cesan Е., Кириллов В.А. Высокотемпературная сверхэластичность в монокристаллах CoNiGa, CoNiAl, NiFeGa, TiNi // Известия вузов. Физика. - 2008. - Т. 51. -, № 10. -с. 19-37

3. Киреева VLB., Победенная З.В., Чумляков Ю.И., Pons J., Cesari Е., Karaman I. Влияние ориентации на высокотемпературную сверхэластичность в монокристаллах Co49NÍ2iGa3o // Письма в ЖТФ. - 2009. - Т. 35. - вып. 4. - с. 72-79

4. Победенная З.В., Киреева И.В., Чумляков Ю.И., Cesari Е.„ Karaman I. Особенности сверхупругой деформации в ферромагнитных [001]-монокристаллах сплава Co49NÍ2iGa30 при деформации сжатием // Известия вузов. Физика. - 2009. - Т. 52. - № 12/2. - с. 96-98

5. Киреева И.В., Чумляков Ю.И., Победенная З.В., Кретинина И.В., Цезари Э., Понс Дж., Кустов С.Б., Пикорнелл К., Караман И. Ориентационная зависимость сверхупругости в ферромагнитных монокристаллах Co49NÍ2iGa3o // Физика металлов и металловедение. - 2010. - Т. 110. - № 1.-е. 81-93

Отпечатано в ООО «НИП» Томск, ул. Советская, 47, тел.: 53-14-70, тираж 100 экз.