Superelasticity in quenched and aged oligocrystals of femnalniti alloy in compression.pdf Введение В настоящее время сплавы на основе FeMnAlNi привлекают внимание исследователей благодаря ряду преимуществ по сравнению с другими сплавами c памятью формы на железной основе FeNiCoAlX (X = Ti, Nb, Ta) и широко известным TiNi. Сплавы FeMnAlNi обладают низкой стоимостью входящих элементов; малой величиной α = dσкр/dT < 0.5 MПa/К, которая характеризует увеличение напряжений σкр начала α-γ'-термоупругого мартенситного превращения (МП) под нагрузкой с ростом температуры (α - объемно-центрированная кубическая решетка (ОЦК), γ' - гранецентрированная кубическая решетка (ГЦК)); широким механическим гистерезисом Δσ > 300 МПа и большой обратимой деформацией в широком интервале температур от 77 до 513 К [1-6]. На данный момент максимальное значение обратимой деформации при развитии сверхэластичности (СЭ), равное ~ 8.4 %, обнаружено при сжатии [137]-монокристаллов Fe43.85Mn33Al17Ni6C0.15 (ат. %) после закалки от 1523 К [7], а в поликристаллах Fe43.5Mn34Al15Ni7.5 с размером зерна, превышающим поперечное сечение образца (олигокристалл), величина СЭ при растяжении составила 5 % после старения 473 К, 3 ч [5]. Хорошие механические и функциональные свойства делают данные материалы перспективными для практического применения в различных отраслях промышленности, например в качестве демпферов. Однако эти свойства наблюдаются в кристаллах FeMnAlNi при условии подавления выделения неупорядоченных частиц γ-фазы с ГЦК-структурой. Частицы γ-фазы не испытывают МП и частично или полностью подавляют СЭ. Выделение частиц γ-фазы при закалке происходит за несколько секунд из-за быстрой диффузии на короткие расстояния Mn и Al. Времени для переноса образцов из печи в закалочную среду в течение 5 с достаточно для выделения частиц γ-фазы с объемной долей примерно 40 % [8]. Следовательно, быстрое выделение γ-фазы в этих сплавах является существенным недостатком при закалке деталей в промышленности. J. M.Vallejos с соавт. [7] на монокристаллах Fe43.85Mn33Al17Ni6C0.15 (ат. %) показали, что никель стабилизирует ГЦК γ-фазу, а обогащение сплава алюминием за счет снижения концентрации никеля играет ключевую роль в подавлении выделения γ-фазы и стабилизации β-фазы (упорядоченная по типу В2 ОЦК-структура). Частицы β-фазы в данных сплавах способствуют смене кинетики МП от нетермоупругого к термоупругому и, следовательно, проявлению СЭ. Авторы работы [7] после закалки не наблюдали частиц γ-фазы, однако обнаружили частицы β-фазы размером 5.2 нм и объемной долей ~ 20 %. Ранее Tseng и др. [3] на сплаве Fe43.5Mn34Al15Ni7.5 методом просвечивающей электронной микроскопии частиц β-фазы после закалки от 1473 К не наблюдали. При этом в [001]-кристаллах без старения при сжатии СЭ составила ~ 3.6 %. La Roca и др. [9] после закалки сплава Fe43.5Mn34Al15Ni7.5 (ат. %) наблюдали лишь несколько небольших частиц β-фазы, но СЭ не была обнаружена. На монокристаллах Fe43.85Mn33Al17Ni6C0.15, исследованных в работе [7], показана совершенная СЭ как в закаленных, так и состаренных кристаллах. После закалки полученные значения СЭ при деформации сжатием составили от 6.9 до 8.4 % в зависимости от ориентации монокристаллов. При этом старение при 473 К, 3 ч не приводит к увеличению величины СЭ. Авторы работы [10] проблему выделения частиц γ-фазы при закалке решили путем легирования сплава FeMnAlNi небольшим количеством титана ~ 1.5 ат. %. Титан приводит к замедлению процесса образования γ-фазы. При охлаждении образцов на воздухе от 1498 К была обнаружена [10] небольшая объемная доля γ-фазы только по границе зерна. В [102]-монокристаллах с 1.5 ат. % Ti при деформации сжатием величина СЭ составила 2.5 %. Исследований СЭ в закаленных и состаренных олигокристаллах, легированных титаном, не проводилось. Данная работа позволит восполнить этот пробел. 1. Материалы и методы исследования В настоящей работе для подавления выделения γ-фазы по границам зерен при закалке сплав Fe42.5Mn34Al15Ni7.5 (ат. %) легировали 1 % титана. С целью наблюдения больших обратимых деформаций при развитии СЭ получали олигокристаллы (поликристаллы, в которых размер зерна превышает поперечное сечение образца). В отличие от работ [5, 6, 11], где олигокристаллы получали путем циклической термообработки между однофазной областью (1473 К) и двухфазной α+γ-областью (1173 К) с последующей закалкой в воду, в настоящей работе использовали следующий метод: заготовку после выплавки подвергали проходу через градиент температур в установке для роста кристаллов в среде гелия. Образцы на сжатие в форме параллелепипеда с размерами 4×4×8 мм вырезали вдоль оси заготовки на электроискровом станке. Исследования проводили в двух состояниях: 1) после выдержки при температуре 1473 К в течение 1 ч в среде гелия с последующей закалкой в воду (закаленные образцы) и 2) после дополнительного старения при температуре 473 К в течение 3 ч (состаренные образцы). В работе [12] показано, что после закалки олигокристаллов частицы γ-фазы по границам зерен и в теле зерна не наблюдаются. Также, опираясь на проведенные ранее исследования [3, 7, 9], мы не исключаем наличия небольшой объемной доли мелких частиц β-фазы (< 5 нм) в закаленных олигокристаллах. После старения при Т = 473 К, 3 ч, согласно работе [3], частицы β-фазы (NiАl) имеют размер 6- 10 нм с объемной долей 34.3 %. Такое старение, как показано на монокристаллах FeMnAlNi, является оптимальным для наблюдения больших значений СЭ ~ 7.2 % по сравнению с другими режимами старения (473 К, 1, 6, 10 ч и 573 К, 1 ч) [3]. Механические испытания на сжатие в температурном интервале от 203 до 523 К проводили на испытательной машине Instron 5969 при скорости деформации 110-3 с-1. Для исследования циклической стабильности функциональных свойств выполняли изотермические циклы нагрузка/разгрузка при сжатии на 3.5-4 % при комнатной температуре (Т = 298 К) с контролем размеров образца после каждого цикла. Оптические изображения поверхности образцов получали после 1, 5 и 10-го циклов с помощью цифрового микроскопа Keyence VHX-2000. Фазовый анализ до и после испытания осуществляли методом рентгеноструктурного анализа на дифрактометре Дрон-3. 2. Результаты эксперимента и их обсуждение Металлографически установлено, что в полученных олигокристаллах Fe42.5Mn34Al15Ni7.5Ti1 (ат. %) наблюдаются зерна, вытянутые вдоль направления сжатия: крупные зерна с продольным размером 1500-2000 мкм и мелкие размером до 500 мкм. Методом дифракции отраженных электронов (EBSD) локальной области образца показано, что зерна в полученном олигокристалле имеют ориентацию близкую к [001] с углом разориентации ~ 8: одно зерно лежит в плоскости (117), другое - вблизи (134). На рис. 1 представлены результаты исследования критических напряжений σкр начала α-γ' МП под нагрузкой в температурном интервале от 203 до 523 К для закаленных (кривая 1) и состаренных (кривая 2) олигокристаллов Fe42.5Mn34Al15Ni7.5Ti1 (aт. %). Видно, что в исследованных олигокристаллах в интервале температур от 203 до 523 К на зависимости σкр(Т) наблюдается одна стадия, на которой напряжения σкр слабо увеличиваются с ростом температуры испытания. Данная стадия связана с развитием α-γ' МП под нагрузкой и описывается известным термодинамическим соотношением Клапейрона - Клаузиуса [13, 14]: dσкр / dT = - ΔH / ε0*T0 = - ΔS/ε0 . Рис. 1. Температурная зависимость критических напряжений начала α-γ' МП под нагрузкой, для закаленных (кр. 1) и состаренных (кр. 2) олигокристаллов Fe42.5Mn34Al15Ni7.5Ti1 (aт. %) при деформации сжатием Здесь ΔH и ΔS - изменение энтальпии и энтропии при α-γ' МП соответственно; ε0 - деформация решетки при α-γ' МП; Т0 - температура химического равновесия фаз аустенита и мартенсита. Величина α = dσкр/dT, характеризующая рост напряжений σкр с температурой, в закаленных и состаренных олигокристаллах равняется 0.46 и 0.37 МПа/К соответственно. Эти результаты оказываются близкими к данным, полученным другими авторами на моно- и поликристаллах сплавов на основе FeMnAlNi [3-6], и в 6-8 раз меньше, чем в других сплавах на основе железа [15-17]. На полученной зависимости σкр(Т) (рис. 1) нельзя определить температуру Ms и напряжения деформации высокотемпературной фазы. Экстраполяцией кривых 1 и 2 до нулевых напряжений можно косвенно определить температуру Ms. Температура Ms в закаленных олигокристаллах оказывается ниже температуры кипения жидкого азота, что подтверждается отсутствием развития МП при охлаждении/нагреве в интервале от 373 до 77 К при помощи метода зависимости электросопротивления от температуры. Старение приводит к увеличению напряжений σкр в 1.5 раза и снижению температуры Ms относительно закаленного состояния. Согласно Hornbogen [18] снижение температуры Ms в состаренных олигокристаллах может быть связано с повышением прочностных свойств высокотемпературной α-фазы. Упрочнение высокотемпературной фазы способствует увеличению сопротивления движению межфазных границ при МП и, следовательно, степени переохлаждения. Эффект упрочнения высокотемпературной фазы в зависимости от размера d и объемной доли f частиц можно представить следующим образом [7]: τ = 3GE 3/2(fd / b)1/2, где τ - величина упрочнения высокотемпературной фазы от дисперсных частиц; G - модуль сдвига высокотемпературной фазы; E - параметр несоответствия решеток высокотемпературной фазы aм и частицы ач (Δa = aм - ач); b - модуль вектора Бюргерса скользящей дисклокации. Предполагается, что в состаренных олигокристаллах размер d и объемная доля f частиц β-фазы больше, чем в закаленных, и, следовательно, прочностные свойства высокотемпературной фазы в состаренных кристаллах также будут больше. Рис. 2. Кривые напряжение - деформация для закаленных (сплошные кривые) и состаренных (пунктирные кривые) олигокристаллов Fe42.5Mn34Al15Ni7.5Ti1 (aт. %) при деформации сжатием На рис. 2 представлены кривые СЭ в зависимости от температуры испытания для закаленных (сплошная кривая) и состаренных (пунктирная кривая) олигокристаллов Fe42.5Mn34Al15Ni7.5Ti1 (aт. %) при сжатии до 1.5-2 %. Видно, что СЭ наблюдается во всем исследованном интервале температур от 203 до 523 К как в закаленных, так и в состаренных олигокристаллах. Однако в закаленных олигокристаллах, в отличие от состаренного состояния, при Т = 203 К наблюдается несовершенная петля СЭ с величиной необратимой деформации ~ 0.3 %. В отличие от сплавов с памятью формы на основе железа, например FeNiCoAlX (X = Ta, Nb, Ti) [15-17], в исследованных сплавах наблюдается совершенная петля СЭ при комнатной температуре и высоких температурах, вплоть до Т = 523 К. Наблюдение обратимой деформации при высоких температурах является важным моментом для практического использования этих материалов. Величина механического гистерезиса Δσ, рассчитанная на середине петли СЭ, зависит от структурного состояния и температуры испытания. Так, в закаленных олигокристаллах при температурах испытания ниже 323 К величина Δσ равна 200-250 МПа и больше на 30-50 МПа, чем в состаренных олигокристаллах. В закаленных олигокристаллах с ростом температуры испытания наблюдается уменьшение величины механического гистерезиса, а в состаренных Δσ практически не изменяется. Ранее, в других работах на моно- и поликристаллах FeMnAlNi [3-11], такого поведения гистерезиса с изменением температуры испытания не отмечалось, что требует дальнейших исследований. Рис. 3. Зависимость величины обратимой деформации от заданной деформации сжатием для закаленных (кр. 1) и состаренных (кр. 2) олигокристал- лов Fe42.5Mn34Al15Ni7.5Ti1 (aт. %). Аналогичные зависимости для состаренного при 523 К, 3 ч [102]-монокристалла Fe42Mn34Al15Ni7.5Ti1.5 (aт. %) (кр. 3) [10] и при 473 К, 3 ч [001]-монокристалла Fe43.5Mn34Al15Ni7.5 (aт. %) (кр. 4) [3] при сжатии Исследования СЭ при комнатной температуре в зависимости от величины заданной деформации εзад показали, что с ростом εзад напряжения σкр уменьшаются, величина механического гистерезиса Δσ увеличивается и происходит накопление остаточной деформации. На рис. 3 представлены зависимости величины СЭ εСЭ от заданной деформации сжатием в закаленных и состаренных олиго- кристаллах Fe42.5Mn34Al15Ni7.5Ti1 (aт. %). Для сравнения на рис. 3 представлены аналогичные зависимости для состаренных [102]-монокристаллов с 1.5 % Ti: Fe42Mn34Al15Ni7.5Ti1.5 (aт. %) [10] (кривая 3) и [001]-монокристаллов без Ti: Fe43.5Mn34Al15Ni7.5 (aт. %) (кривая 4) при деформации сжатием [3]. Видно, что величина СЭ при увеличении εзад растет. Максимальное значение СЭ в закаленных олигокристаллах при заданной деформации 6.6 % составило 6 % (рис. 3, кривая 1), в состаренных олигокристаллах при εзад = 7.5 % величина обратимой деформации равна 6.8 % (рис. 3, кривая 2). Эти значения более чем в 2 раза превышают значение СЭ, полученное авторами [10] на [102]-монокристаллах с 1.5 % Ti (рис. 3). В состаренном состоянии величина СЭ близка к величине СЭ, полученной авторами [3] на состаренных при таком же режиме (473 К в течение 3 ч) [001]-монокристаллах Fe43.5Mn34Al15Ni7.5 (aт. %) (рис. 3, кривые 2, 4). Это подтверждает, что зерна в исследованных олигокристаллах имеют преимущественную ориентацию, близкую к [001]. На рис. 4 приведены кривые, полученные в 1, 5 и 10-м цикле нагрузка/разгрузка, и соответствующие им локальные металлографические картины, демонстрирующие стабилизированный мартенсит. Из рис. 4 видно, что в первом цикле нагрузка/разгрузка при Т = 298 К в закаленных и состаренных олигокристаллах наблюдается совершенная петля СЭ. С увеличением числа циклов до пяти происходит деградация, которая заключается в снижении напряжений σкр, росте коэффициента деформационного упрочнения θ = dσ/dε и накоплении остаточной деформации εнеобр. На металлографической картине наблюдается стабилизированный мартенсит. Появление остаточного мартенсита приводит к снижению напряжений, увеличению коэффициента θ и росту уровня рассеянной энергии при МП. На 10-м изотермическом цикле эффект деградации усиливается. Состаренные олигокристаллы проявляют лучшую стабильность свойств по сравнению с закаленным состоянием. Это может быть связано с ростом размера и объемной доли частиц β-фазы после старения. Частицы упрочняют высокотемпературную фазу за счет процессов дисперсионного твердения, что приводит к уменьшению рассеяния энергии, подавлению пластического течения аустенитной фазы и, следовательно, снижению деградации материала при развитии МП [7, 15-17]. Так, в закаленных олигокристаллах на 10-м изотермическом цикле наблюдаются полное изменение кривой σ(ε) и значительная остаточная деформация εнеобр равная 2.8 %. Оптически в рассматриваемом локальном месте обнаруживается большая доля локализованного остаточного мартенсита, который пересекается и стабилизируется на границе зерна (рис. 4, а). В состаренных олигокристаллах после 10-го цикла необратимая деформация составила 1.7 %, в локальном выбранном месте пересечения на границе зерна не наблюдается. Морфология мартенсита в закаленных и состаренных олигокристаллах после 10-го цикла отличается. Закрепленный мартенсит в состаренных олигокристаллах, в отличие от локализованного мартенсита в закаленных олигокристаллах, оказывается тонким. В теле одного зерна происходит взаимодействие нескольких вариантов мартенсита, объемная доля которого мала (рис. 4, б) по сравнению с закаленным состоянием. Рис. 4. Кривые напряжение - деформация, полученные в 1, 5 и 10-м цикле нагрузка/разгрузка при Т = 298 К, и соответствующие металлографические картины, демонстрирующие остаточный мартенсит на деформированных образцах, в закаленных (а) и состаренных (б) олигокристаллах сплава Fe42.5Mn34Al15Ni7.5Ti1 (ат. %) На рентгенограмме (рис. 5), полученной методом рентгеноструктурного фазового анализа, после 10-го цикла нагрузки/разгрузки обнаруживается (222)γ'-пик от мартенсита с ГЦК-структу¬рой, которого нет в исходных образцах. Видно, что пик от мартенсита в закаленных кристаллах (рис. 5, а) по интенсивности оказывается в 2 раза выше, чем в состаренных (рис. 5, б). Это подтверждает различную объемную долю остаточного мартенсита в этих состояниях после 10-го изотермического цикла. Ранее о быстрой деградации свойств олигокристаллов сплава FeMnNiAl при растяжении сообщали авторы работ [11, 19]. По сравнению со сплавами на основе NiTi или Cu циклическая деградация функциональных свойств FeMnAlNi происходит быстро, что приводит к полной потере обратимости менее чем за двадцать циклов. Авторы работ [11, 18] показали, что деградация связана, во-первых, с накоплением дислокаций на границе раздела аустенит - мартенсит во время превращения, что приводит к закреплению границы, препятствуя обратному превращению, и к накоплению остаточного мартенсита. Во-вторых, активация множественных вариантов мартенсита и их взаимодействие друг с другом и с когерентными наноразмерными частицами может приводить к локальному пластическому течению, а также способствовать закреплению мартенсита и препятствовать обратимости [11, 19]. Таким образом, в олигокристаллах имеет место взаимодействие различных вариантов мартенсита в теле одного зерна и взаимодействие мартенсита происходит на границе зерен, что оптически наблюдается в исследованных олигокристаллах. Рис. 5. Фазовый анализ закаленных (а) и состаренных (б) олигокристаллов сплава Fe42.5Mn34Al15Ni7.5Ti1 (ат. %) до (сплошная кривая) и после 10-го изотермического цикла при Т = 298 К (пунктирная кривая) В нашей предыдущей работе [20] также были отмечены низкие показатели усталостных характеристик на [001]-монокристаллах сплава Fe43.5Mn34Al15Ni7.5. Так, в закаленных [001]-моно¬кристаллах после десяти циклов необратимость составила 2.1 %, что меньше, чем в исследованных закаленных олигокристаллах на 0.7 %. Металлографически после десяти циклов наблюдается мутильтивариантная структура мартенсита. В состаренных монокристаллах, в отличие от состаренных олигокристаллов, после 10-го цикла наблюдаются лишь незначительные изменения в поведении кривой σ(ε): увеличение механического гистерезиса на 10 МПа и накопление остаточной деформации до 0.2 %. Хотя в монокристаллах также происходит взаимодействие различных вариантов мартенсита, близкая величина необратимой деформации ~ 2.0 % в моно- и олигокристаллах достигается после двадцати пяти и десяти циклов соответственно. На основании вышесказанного можно сделать вывод, что границы зерен ответственны за более быструю деградацию функциональных свойств в олигокристаллах по сравнению с монокристаллами. Заключение На закаленных и состаренных при Т = 473 К, 3 ч олигокристаллах сплава Fe42.5Mn34Al15Ni7.5Ti1 (aт. %) с преимущественной ориентацией зерен близкой к [001] показано: 1. α-γ' МП под нагрузкой характеризуется слабой температурной зависимостью критических напряжений с величинами α = dσкр/dT в закаленных и состаренных олигокристаллах, имеющими близкие значения 0.46 и 0.37 МПа/К, соответственно. Старение приводит к упрочнению высокотемпературной α-фазы и росту напряжений, необходимых для начала α-γ' МП по сравнению с закаленным состоянием. 2. В закаленных и состаренных олигокристаллах СЭ наблюдается в широком температурном интервале от 203 до 523 К. Максимальные значения СЭ, достигнутые при комнатной температуре, равны 6.0 и 6.8 % в закаленных и состаренных олигокристаллах соответственно. Эти значения более чем в 2 раза превышают значение СЭ, полученное на [102]-монокристаллах с 1.5 % Ti: Fe42Mn34Al15Ni7.5Ti1.5 (aт. %). 3. Состаренные олигокристаллы проявляют лучшую стабильность функциональных свойств в цикле нагрузка/разгрузка при комнатной температуре по сравнению с закаленными. Так, после 10-го изотермического цикла в закаленных олигокристаллах наблюдается остаточная деформация, равная 2.8 %, в состаренных олигокристаллах необратимая деформация составила 1.7 %.

Скачать электронную версию публикации