Эффект памяти формы и сверхэластичность в [001]-монокристаллах (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 высокоэнтропийного сплава при сжатии | Известия вузов. Физика. 2022. № 12. DOI: 10.17223/00213411/65/12/87

ГлавнаяАрхивЭффект памяти формы и сверхэластичность в [001]-монокристаллах (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 высокоэнтропийного сплава при сжатии | Известия вузов. Физика. 2022. № 12. DOI: 10.17223/00213411/65/12/87

Эффект памяти формы и сверхэластичность в [001]-монокристаллах (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 высокоэнтропийного сплава при сжатии

Впервые исследованы эффект памяти формы (ЭПФ) и сверхэластичность (СЭ) в [001]-монокристаллах высокоэнтропийного сплава (ВЭС) (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 при деформации сжатием. СЭ обнаружена в широком температурном интервале от Ms = 404 до 530 К. Максимальные значения СЭ равны 4.4%, а ЭПФ 3%. Полученные монокристаллы ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 являются высокопрочными с высокотемпературными ЭПФ и СЭ.

Shpae memory effect and superelasticity of [001]-oriented (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 Введение Сплавы с эффектом памяти формы (ЭПФ) привлекают внимание исследователей благодаря их способности обратимо изменять свои размеры при изменении температуры и при приложении внешних напряжений, которые связаны с развитием термоупругих мартенситных превращений (МП). Сплавы с ЭПФ и сверхэластичностью (СЭ) находят широкое применение в медицине, авиастроении, космонавтике, нефтяной и газовой промышленности. В отличие от сплавов на медной и железной основе с ЭПФ, сплавы на основе TiNi имеют наиболее хорошее сочетание коррозионных, пластических и функциональных свойств [1, 2]. Однако низкие значения температуры Ms для начала МП (ниже 373 К) в сплавах TiNi ограничивают их использование в приложениях, требующих развития ЭПФ и СЭ при температурах выше 373 К. Недавно Фирстовым и др. был предложен новый высокоэнтропийный интерметаллид (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15, который испытывает термоупругое В2-В19' МП, характеризуется высокой температурой Ms и имеет ЭПФ до 1.63% в исходном состоянии после плавки, без гомогенизирующих термических обработок [3-5]. После гомогенизации ЭПФ при растяжении составил 4.8%. Интересно, что достижение высоких прочностных свойств В2-фазы, когда σcr(В2) = 1100-1250 МПа, переводит эти высокоэнтропийные сплавы (ВЭС) с высокотемпературными ЭПФ и СЭ в класс высокопрочных сплавов, в которых σcr(В2) ≥ G(В2)/100 (G(В2) - модуль сдвига В2-фазы). Высокие прочностные свойства В2-фазы и замедление диффузии в ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 способствуют развитию высокотемпературной СЭ при Т ≥ 373-458 К [6-11]. Ранее проведенные эксперименты на монокристаллах TiNi, TiNiCu, TiNiHf(Pd) установили сильную ориентационную зависимость напряжений начала МП и деформации превращения при В2-В19' и В2-В19 МП при растяжении и сжатии, обнаружили влияние процессов двойникования кристаллов В19'-мартенсита на величину деформации превращения, термический и механический гистерезис. Эти фундаментальные исследования позволили продвинуться в понимании роли высокого уровня внешних напряжений в развитии термоупругих МП [12-16]. Было показано, что сочетание высокого уровня прочностных свойств В2-фазы с подавлением процессов раздвойникования в [001]-кристаллах способствует развитию СЭ в большом температурном интервале при Т > 373 К [12-16]. В настоящей работе ставилась задача на монокристаллах ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 исследовать ЭПФ и СЭ при сжатии вдоль [001]-направления. Предполагалось, что значительное твердорастворное упрочнение высокоэнтропийного интерметаллида (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 будет способствовать в этих монокристаллах развитию высокотемпературной СЭ при высоких напряжениях для начала В2-В19' МП. 1. Материалы и методы исследования Заготовки сплава номинального состава (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 (ат.%) получали семикратным переплавом в электродуговой печи ARC-200 в атмосфере гелия из чистых элементов. Монокристаллы выращивали методом Бриджмена в графитовых тиглях. Ориентацию кристаллов определяли с использованием дифрактометра ДРОН-3М. Образцы для сжатия имели размеры 6×3×3 мм с ориентацией [001] вдоль максимального размера 6 мм. Все исследования проводили на кристаллах после роста без дополнительных термических обработок. Образцы вырезали на электроискровом станке. Поврежденный слой удаляли механической шлифовкой и перед испытаниями химически полировали в растворе 3H2O+2HNO3+1HF. Температуры МП определяли по температурной зависимости удельного электрического сопротивления ρ(Т). Температурный интервал МП под нагрузкой и температурный интервал СЭ исследовали на установке Instron 5969 при скорости деформации 4∙10-4 с-1. ЭПФ под внешними напряжениями σex от 150 до 400 МПа исследовали при охлаждении/нагреве в температурном интервале от 77 до 400 К на дилатометре российского производства, со скоростью нагрева/охлаждения 10 К/мин. Поверхность образцов после роста исследовали с использованием оптического микроскопа KEYENCE VHX-2000. Химический состав монокристаллов после роста определяли на сканирующем электронном микроскопе TESCAN VEGA3 с энергодисперсионным детектором в Томском региональном центре коллективного пользования ТГУ (Центр (№ 13.ЦКП.21.0012) поддержан грантом Министерства науки и высшего образования Российской Федерации № 075-15-2021-693). 2. Результаты эксперимента 2.1. Состав кристаллов и температуры мартенситного превращения после роста Структура монокристаллов (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 после роста представлена на рис. 1. Видно, что на поверхности кристаллов наблюдаются большие частицы вторичных фаз, которые имеют химический состав, отличный от состава матрицы: Co = 3.9 aт.%, Cu = 7.04 aт.%, Ni = 12.1 aт.%, Ti = 16.17 ат.%, Zr = 25.12 aт.%, Hf = 24.48 ат.%, C = 8.15 aт.%, O = 3.04 aт.%. Матрица, в среднем по результатам трех измерений состава в разных местах кристалла, содержит: Co = 11.18 aт.%, Cu = 13.34 aт.%, Ni = 25.85 aт.%, Ti = 15.71 aт.%, Zr = 14.18 aт.% и Hf = 19.74 aт.%. Концентрация элементов в кристаллах отличается от номинального состава. Видно, что содержание в кристаллах Co, Cu, Ni изменяется незначительно, тогда как концентрация Ti и Zr уменьшается, а Hf увеличивается по сравнению с их содержанием после взвешивания для выплавки заготовок сплава. Причина такого различия требует проведения дополнительных исследований. Повышенное содержание углерода в частицах вторичных фаз связано с взаимодействием сплава при расплаве с графитовым тиглем при росте кристаллов. Рис. 1. Оптическая металлография поверхности монокристаллов (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 после роста Температуры МП Ms и Mf соответственно начала и конца прямого В2-В19' МП при охлаждении и As и Af соответственно начала и конца обратного В19'-В2 МП при нагреве определяли по температурной зависимости электрического сопротивления ρ(Т) (рис. 2). Рис. 2. Зависимость электросопротивления от температуры монокристаллов (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 после роста Из рис. 2 следует, что в этих кристаллах после роста наблюдается одностадийное В2-В19' МП с температурами превращения: Ms = 404 К, Mf = 250 К, As = 278 К и Af = 435 К. Следовательно, монокристаллы (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 после роста являются кристаллами с высокотемпературным В2-В19' МП. Температура As оказывается значительно ниже, чем температура Ms, a ΔM = Ms-Mf и ΔA = Af -As равны соответственно 154 и 157 К. Термический гистерезис ΔTh = Af -Ms = 31 К. Большие значения ΔМ, ΔА и Ms > As свидетельствуют о значительном накоплении упругой энергии ΔGel при МП, которая превышает величину рассеянной энергии ΔGdis [17-23]. Такие превращения относятся к превращениям второго типа по классификации Тонга - Веймана [1, 2]. Эта особенность развития В2-В19' МП, в свою очередь, как будет показано ниже, определяет температурный интервал развития обратимой деформации при МП и величину коэффициента трансформационного упрочнения. 2.2. Температурная зависимость критических напряжений и температурный интервал сверхэластичности На рис. 3 представлены результаты исследования температурной зависимости критических напряжений σcr в температурном интервале от 220 до 823 К. На зависимости σcr(T) наблюдается несколько стадий, различающихся друг от друга величиной и знаком dσcr(T)/dT. При Т = 625 К достигается максимум на зависимости σcr(T) и при Т > 625 К имеет место стадия с отрицательным значением α = dσcr(T)/dT, связанная с температурной зависимостью прочностных свойств высокотемпературной В2-фазы. При Т = Md = 625 К напряжения начала пластической деформации высокотемпературной В2-фазы σcr(В2) становятся равными напряжениям σcr(Md) для начала В2-В19' МП под нагрузкой. При Т < 625 К наблюдается уменьшение σcr с понижением температуры испытания до температуры Ms и α = dσcr(T)/dT > 0. Эта стадия связана с развитием В2-В19' МП под нагрузкой и описывается соотношением Клапейрона - Клаузиуса [1, 2, 19]: . (1) Здесь Т0 - температура равновесия фаз; εp - деформация превращения; ΔS и ΔH - соответственно изменение энтропии и энтальпии при МП. Величина α на этой стадии составляет 5.7 МПа/К, что оказывается близким к ранее найденным значениям α при сжатии [001]-кристаллов TiNi [15, 16]. Температура минимума на зависимости σcr(T) соответствует температуре Ms, определенной по температурной зависимости ρ(Т) (см. рис. 2). Наконец, при Т < Ms наблюдается вначале рост σcr до Т = 370 К, а затем падение σcr до Т = 310 К. Прочностные свойства высокотемпературной В2-фазы σcr(В2) при Т ≥ 625-650 К равны 980-1000 МПа, и такие кристаллы являются высокопрочными кристаллами [24]. Рис. 3. Температурная зависимость критических напряжений cr монокристаллов (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 после роста, ориентированных вдоль [001]-направления, при сжатии Исследования величины обратимой деформации в зависимости от температуры испытания показали, что обратимая деформация наблюдается в интервале температур от 350 до 530 К (рис. 3 и 4). Во-первых, СЭ имеет место при Т ≥ Af = 435 К вплоть до 530 К. Необходимо отметить, что СЭ наблюдается при Т > 373 К и, следовательно, является высокотемпературной СЭ [1, 2]. Во-вторых, СЭ обнаружена в интервале температур от Ms = 404 К до Af = 435 К. Обычно в этом температурном интервале СЭ не наблюдается [1, 2]. Объяснение причин СЭ в этом температурном интервале будет проведено ниже. В-третьих, обратимая деформация имеет место при Т < Ms = 404 до 350 К. Особенность развития обратимой деформации при Т < Ms = 404 К состоит в том, что с понижением температуры испытания наблюдается увеличение величины необратимой деформации εir от 0.3% при Т = 405 К до 1.1% при 350 К при заданной деформации 1.8-2%. Рис. 4. Температурная зависимость петель механического гистерезиса [001]-монокристаллов ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 после роста при сжатии. Вставка - максимальная СЭ при 470 К ЭПФ εЭПФ при охлаждении и нагреве зависит от величины приложенных напряжений σex и изменяется от 1% при σex = 150 MПa до 3% при σex = 400 MПa (рис. 5). Таким образом, в [001]-кристаллах ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 наблюдаются высокотемпературный ЭПФ и высокотемпературная СЭ. Рис. 5. Зависимость величины эффекта памяти формы при охлаждении/нагреве от величины внешних сжимающих напряжений [001]-монокристаллов ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 после роста 3. Обсуждение Анализ результатов исследования температурного интервала СЭ в сплавах, испытывающих термоупругие МП, показывает, что первая замкнутая петля СЭ, согласно термодинамическим представлениям, должна наблюдаться при Т ≥ Af, когда возникающий под нагрузкой мартенсит становится термодинамически неустойчивым и исчезает из образца при снятии внешней нагрузки [1, 2, 19]. Для этого необходимо, чтобы, во-первых, прочностные свойства высокотемпературной фазы были достаточно высокими для подавления развития пластической деформации одновременно с развитием МП под нагрузкой. Во-вторых, при T = Af напряжения σcr(SIM) для начала прямого МП под нагрузкой должны быть больше, чем величина механического гистерезиса Δσ, σcr(SIM) > Δσ. Обычно СЭ при Ms < T < Af не наблюдается и развитие СЭ в [001]-кристаллах ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15, обнаруженное в настоящей работе в этом температурном интервале, требует анализа. Ранее СЭ в температурном интервале Ms < T < Af была найдена в монокристаллах ВЭС FeNiCoAlNb [25]. Условия для появления СЭ при Т ≥ Ms рассмотрены в [25] и представлены соотношениями . (2) Это соотношение может быть записано в соответствии с [20, 22, 25] как ΔGch(T) + ΔGel > ΔGdis . (3) Здесь ; ΔGch(T) - изменение химической энергии Гиббса; ΔGel, ΔGdis - соответственно изменение упругой и рассеянной энергии при МП; - напряжение конца обратного В19'-В2 МП при соответствующей температуре, определяемое по петле механического гистерезиса при исследовании СЭ. Используя известные результаты термодинамического анализа развития МП под нагрузкой [1, 2, 19-23, 26], ΔGel, ΔGdis определяются по значениям температур и напряжений для В2-В19' МП под нагрузкой в изотермических и изобарических экспериментах: , (4) ΔGel = ( - )εp, (5) . (6) Здесь , - соответственно определенные по петле СЭ напряжения начала и конца прямого МП под нагрузкой; , - напряжения начала и конца обратного МП при уменьшении внешней нагрузки. Экспериментальные значения ΔGel, ΔGdis при Т = Ms в температурном интервале Ms < T < Af были определены по петле СЭ. Оценка ΔGdis, ΔGel при T = Ms дает отношение ΔGel/ΔGdis = 3.2. При Т = Af отношение ΔGel/ΔGdis = 5. Итак, развитие СЭ в температурном интервале от Ms до Af связано с высокими значениями ΔGel в сочетании с низкими величинами ΔGdis. Высокие значения коэффициента трансформационного упрочнения Θ = dσ/dε = 10-12 ГПа (см. рис. 4) в температурном интервале Ms < T < Af и при Т > Af также связаны с ростом ΔGel(εp) с увеличением деформации превращения εp при незначительном изменении ΔGdis(εp). В результате петли СЭ имеют характерный «сигарообразный» вид в отличие от «флажкообразного» типа петель в сплавах TiNi [1, 2]. Рис. 6. Максимальная величина СЭ в [001]-монокристаллах ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 после роста при сжатии, установленная при циклировании при 453 К На рис. 6 представлены результаты исследования зависимости обратимой εrev и необратимой εir деформации от величины заданной деформации εtr при Т = 453 К. Установлено, что с ростом εtr наблюдается увеличение εrev и максимальная величина СЭ в результате составила 4.4%. При εtr = 2% необратимая деформация εir = 0.3%, которая увеличивается с ростом εtr. В [001]-кристаллах бинарных сплавов Ni51.5Ti48.5 (aт.%) и Ni50.8Ti49.5 (aт.%) СЭ достигала 3.9 и 3.6% соответственно [15, 16], а в [001]-кристаллах тройных сплавов Ni50.1Ti29.7Hf20, Ni45.3Ti29.2Hf20Pd5 (aт.%) максимальная СЭ была равна 0.8% [12-14]. Причина различия в максимальных значениях величины СЭ в кристаллах TiNi и TiNiHf связана с активацией различных типов двойникования В19'-мартенсита. В бинарных сплавах TiNi двойникование развивается по типу II В19', тогда как в тройных сплавах NiTiHf основной двойникующей системой являются двойники по типу I {011}B19' и {111}B19' [27]. Экспериментальные значения εrev или εСЭ в [001]-кристаллах ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 при сжатии оказываются близкими к найденным для кристаллов бинарных сплавов TiNi и к теоретически рассчитанным значениям деформации превращения εp = 4.7% для В2-В19' МП в [001]-ориентации при сжатии в TiNi-кристаллах [15, 16, 26]. Однако к настоящему времени в литературе тип двойникования в ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 остается до конца не изученным [17, 18] и требует продолжения исследований. В поликристаллах ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 в закаленном состоянии при деформации сжатием СЭ достигала 3.5% [17]. В работе [17] локальные значения обратимой деформации, измеренной методом корреляции цифровых изображений, были равны 5%. Следовательно, максимальные значения обратимой деформации при сжатии [001]-кристаллов ВЭС(TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 оказываются близкими к найденным в поликристаллах этого сплава. СЭ в поликристаллах была обнаружена в температурном интервале от 373 до 473 К [17, 18]. В [001]-кристаллах ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 совершенная СЭ наблюдается при 430 К, и ее температурный интервал превышает температурный интервал СЭ в поликристаллах этого сплава [17]. Кроме того в [001]-кристаллах максимальная температура для СЭ на 57 К оказывается выше, чем в поликристаллах. Более высокие значения максимальной температуры СЭ в [001]-кристаллах ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 по сравнению с поликристаллами этого ВЭС можно объяснить отсутствием границ зерен в монокристаллах, которые могут способствовать локальному пластическому течению в условиях высоких температур испытания и высокого уровня деформирующих напряжений. Температурный интервал СЭ в [001]-кристаллах ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 при сжатии имеет место от Ms = 404 до 530 К. Этот температурный интервал состоит из обычно наблюдаемого интервала от Т = Af = 435 до 530 К и интервала от Ms = 404 К до Af = 435 К. Оценку температурного интервала СЭ при Т > Af проведем на основе соотношения [27] ΔTСЭ = σcr(B2)/α - (Af - Ms). (7) Здесь σcr(B2) - предел текучести высокотемпературной В2-фазы при температуре Md, равный 980-1000 МПа; α = dσcr/dT - угол наклона напряжений для начала МП под нагрузкой от температуры испытания на температурной зависимости σcr(T) (рис. 3), α = 5.7 МПа/К; (Af - Ms) - термический гистерезис, равный 31 К. Из (7) следует, что ΔTСЭ = 140 К и эти значения оказываются близкими к экспериментальным значениям ΔTСЭ = 126 К. Итак, в [001]-кристаллах ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 достаточно большой температурный интервал СЭ, ΔTСЭ = 126 К, включающий развитие СЭ в температурном интервале Т = Ms - Af, в котором обычно СЭ не наблюдается в кристаллах TiNi, TiNiHf [15, 16]. В таблице представлено сравнение функциональных свойств [001]-кристаллов ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 после роста с однофазными [001]-кристаллами TiNi, TiNiHf при сжатии. Из таблицы следует, что по величине εСЭ и εЭПФ в [001]-кристаллах ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 оказывается близким к кристаллам Ni51Ti49. Эти кристаллы имеют σcr(B2) меньше, чем в TiNi, TiNiHf. Основное преимущество [001]-кристаллов ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 состоит в высоких значениях температуры Ms, малых значениях термического гистерезиса ΔTh = Af-Ms и большом температурном интервале СЭ от Ms = 404 до 530 К. Функциональные свойства [001]-монокристаллов TiNi, TiNiHf и (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 при деформации сжатием Состав, aт.% σcr(Ms), MПa σcr(Md), MПa εЭПФ, % εСЭ,% ΔTСЭ, К Ms, К Af-Ms, К Δσ, MПa α = dσcr/dT, MПa/К Источник (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 260 980 3 4.4 150 404 31 350 5.7 В данной работе Ni50.3Ti29.7Hf20 300 > 1700 1 1 60 248 80 1000 9.6 [27] Ni51Ti49 180 1300 4.2 4.3 130 150 43 180 4.5 [15, 16] Обратимая деформация обнаружена при T < Ms (рис. 4). Из рис. 4 видно, что величина обратимой деформации εrev уменьшается с понижением температуры испытания от εrev = 1.7% при Ms = 405 К до εrev = 0.9% при Т = 350 К. Исследуемые [001]-кристаллы ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 характеризуются значительным температурным интервалом ΔM = Ms-Mf, равным 154 К, в котором при охлаждении происходит В2-В19' МП и объемная доля мартенсита изменяется от нуля до 100% при условии полного завершения превращения. В температурном интервале от Ms до Mf перед началом приложения внешних напряжений структура образца состоит из двух фаз (мартенсита и аустенита). Внешние напряжения могут способствовать развитию В2-В19' МП в аустените и приводить к переориентации самоаккомодирующей структуры мартенсита в ориентированный мартенсит. Тот факт, что εrev уменьшается с понижением T < Ms дает основание предполагать, что обратимость связана с В2-В19' МП, а переориентация вариантов мартенсита не дает вклад в εrev. Полная обратимость деформации в интервале температур от Ms до Mf наблюдалась ранее в ВЭС FeNiCoAlX (X = Ti, Ta, Nb) при ГЦК (γ)-ОЦТ (α') МП [25]. В этих сплавах обратимость деформации обнаружена при T < Mf, когда МП под нагрузкой не происходит, а имеет место обратимая переориентация вариантов мартенсита за счет обратимого движения межвариантных и двойниковых границ в цикле «нагрузка - разгрузка» [25]. В [001]-кристаллах ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 обратимая переориентация мартенсита охлаждения при T < Ms не наблюдается, но имеет место ЭПФ при нагреве до Т > Af кристаллов, предварительно деформированных при Т < Ms (рис. 4). Причина отсутствия обратимости переориентации кристаллов мартенсита в [001]-кристаллах ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 после роста требует дополнительных исследований, в которых будут проведены гомогенизация, закалка и старение этого сплава. В частности, выделение наноразмерных частиц вторичных фаз и упрочнение высокотемпературной В2-фазы может способствовать развитию обратимой деформации при T < Ms, как это было показано нами при исследовании кристаллов FeNiCoAlX (X = Ti, Ta, Nb) [25]. Петли зависимости деформации превращения от температуры εp(Т) в экспериментах по изучению ЭПФ под нагрузкой имеют ряд особенностей (рис. 5). Во-первых, температура Ms возрастает от 415 до 455 К с увеличением внешних напряжений σex от 150 до 400 МПа. Во-вторых, температура начала обратного превращения As при всех σex оказывается ниже, чем температура Ms. Величины ΔM = Ms-Mf и ΔA = Af-As возрастают с увеличением σex. В-третьих, величина термического гистерезиса ΔTh = Af-Ms увеличивается с ростом σex. Это свидетельствует о высоких значениях ΔGel, генерируемых при МП. Итак, экспериментальные исследования СЭ и ЭПФ под нагрузкой и их анализ позволяют выделить особенности развития термоупругого В2-В19' МП в [001]-кристаллах ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 после роста, которые состоят в следующем: 1. В ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 из-за замедления диффузионных процессов и, следовательно, выделения вторичных фаз при высокотемпературных (при Т > 373 К) статических и циклических испытаниях наблюдается высокотемпературная СЭ при Т = 530 К. Эти ВЭС, в отличие от TiNi-сплавов, можно использовать как сплавы с высокотемпературной СЭ и высокотемпературным ЭПФ при Т > 373-573 К. 2. Сильная дисторсия кристаллической решетки за счет упрочнения твердого раствора в ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 определяет высокие значения напряжений начала МП σcr(Ms) по сравнению с двойными и тройными сплавами на основе TiNi, TiNiX (X = Zr, Hf, Cu), и при эквивалентных термодинамических условиях испытания σcr(Ms) превышают соответствующие значения для бинарных и тройных сплавов на основе TiNi. Следовательно, ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 можно рассматривать как сплавы с высокими значениями σcr(Ms). 3. Упрочнение высокотемпературной фазы ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15, испытывающего В2-В19' МП под нагрузкой, способствует расширению температурного интервала СЭ от Ms = 404 до 530 К и созданию условий для высокотемпературной СЭ за счет твердорастворного упрочнения атомами высокой концентрации. 4. Тонкая структура твердого раствора в ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 (ближний порядок и кластеры) определяет особенности развития В2-В19' МП. С одной стороны, эти неоднородности структуры облегчают процессы зарождения мартенсита, а с другой стороны, подавляют его рост. В результате при термоупругом В2-В19' МП в ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 генерируется высокий уровень упругой энергии ΔGel, который значительно превышает диссипацию энергии ΔGdis и ΔGel/ΔGdis ≥ 3-5. Это, в свою очередь, приводит к развитию СЭ в температурном интервале от Ms до Af и обратимой деформации при T < Ms с высокими значениями коэффициента трансформационного упрочнения Θ. Отмеченные выше особенности тонкой структуры в ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 и развития В2-В19' МП под нагрузкой оказываются близкими к установленным для «strain glass» сплавов Ti - 51.5 aт.% Ni [28], в которых антиструктурные дефекты, когерентные частицы, дислокации и границы зерен определяют возникновение наноразмерной мартенситной доменной структуры. Этот вывод подтверждается компьютерным моделированием, показывающим, что нанозародыши мартенсита, которые образуются в дефектной структуре, находятся в термоупругом равновесии и определяют развитие СЭ [29]. Заключение 1. Впервые методом Бриджмена выращены монокристаллы ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15. Показано, что в кристаллах после роста при охлаждении/нагреве без нагрузки наблюдаются высокотемпературные обратимые В2-В19' МП с температурами МП: Ms = 404 К, Mf = 250 К, As = 278 К, Af = 435 К. 2. Установлено, что при деформации сжатием [001]-кристаллов ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 при T > Ms наблюдается близкий к линейному рост напряжений начала В2-В19' МП под нагрузкой, который описывается соотношением Клапейрона - Клаузиуса с величиной α = dσcr/dT = = 5.7 MПa/К в интервале температур от Ms = 404 К до Md = 625 К. Прочностные свойства в высокотемпературной В2-фазе при Т = 625 К равны 980-1000 МПа и, следовательно, кристаллы являются высокопрочными кристаллами. 3. СЭ в [001]-кристаллах ВЭС (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 обнаружена в интервале температур от Ms = 404 К до Af = 435 К и от Af = 435 до 530 К. Петли СЭ характеризуются высокими значениями коэффициента трансформационного упрочнения Θ = dσ/dε от 10 до 12 ГПа. Максимальные значения обратимой деформации εrev или СЭ равны 4.4%, что оказывается близким к теоретической оценке величины деформации превращения εp = 4.7% для В2-В19' МП в [001]-ориентации при сжатии для сплавов TiNi. ЭПФ при охлаждении/нагреве под нагрузкой имеет место при напряжениях от 150 до 400 МПа и εЭПФ изменяется от 1 до 3% соответственно.

Ключевые слова

[001]-монокристаллы, высокоэнтропийный сплав (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15, высокотемпературная сверхэластичность, эффект памяти формы, сжатие

Авторы

ФИООрганизацияДополнительноE-mail
Чумляков Юрий ИвановичНациональный исследовательский Томский государственный университетд.ф.-м.н., профессор, зав. лабораторией НИ ТГУchum@phys.tsu.ru
Киреева Ирина ВасильевнаНациональный исследовательский Томский государственный университетд.ф.-м.н., гл. науч. сотр. НИ ТГУkireeva@spti.tsu.ru
Победенная Зинаида ВладимировнаНациональный исследовательский Томский государственный университетк.ф.-м.н., науч. сотр. НИ ТГУpobedennaya_zina@mail.ru
Выродова Анна ВячеславовнаНациональный исследовательский Томский государственный университетмл. науч. сотр. НИ ТГУwirodowa@mail.ru
Кириллов Владимир АнатольевичНациональный исследовательский Томский государственный университетк.ф.-м.н., ведущ. специалист НИ ТГУvladk@sibmail.com
Куксгаузен Ирина ВладимировнаНациональный исследовательский Томский государственный университетк.ф.-м.н., науч. сотр. НИ ТГУirina_kuksgauzen89@mail.ru
Куксгаузен Дмитрий АлександровичНациональный исследовательский Томский государственный университетмл. науч. сотр. НИ ТГУkuksgauzen90@gmail.com
Всего: 7

Ссылки

Otsuka K., Wayman C.M. Shape Memory Materials. - Cambridge, UK: Cambridge University Press, 1998. - 284 p.
Otsuka K., Ren X. // Prog. Mater. Sci. - 2005. - V. 50. - Iss. 5. - P. 135-678.
Firstov G., Timoshevski A., Kosorukova T., et al. // Matec. Web Conf. - 2015. - V. 33. - P. 06006.
Firstov G.S., Kosorukova T.A., Koval Y.N., Odnosum V.V. // Mater. Today Proc. - 2015. - V. 2S. - P. S499-S504.
Firstov G.S., Kosorukova T.A., Koval Y.N., Verhovlyuk P.A. // Shap. Mem. Superelasticity. - 2015. - V. 1. - P. 400-407.
Cantor B., Chang I.T.H., Knight P., Vincent A.J.B. // Mater. Sci. Eng. A. - 2004. - V. 375-377. - P. 213-218.
Zhou Y., Zhou D., Jin X., et al. // Sci. Rep. - 2018. - V. 8. - P. 1-9.
Yeh J.W., Chen S.K., Lin S.J., et al. // Adv. Eng. Mater. - 2004. - V. 6. - P. 299-303.
Gludovatz B., Hohenwarter A., Catoor D., et al. // Science. - 2014. - V. 345. - P. 1153-1158.
Chen C.H., Chen Y.J. // Scr. Mater. - 2019. - V. 162. - P. 185-189.
Chen C.H., Chen Y.J., Shen J.J. // Met. Mater. Int. - 2020. - V. 26. - P. 617-629.
Acar E., Tobe H., Karaca H.E., Chumlyakov I. // Mater. Sci. Eng. A. - 2018. - V. 725. - P. 51-56.
Saghaian S.M., Karaca H.E., Tobe H., et al. // Acta Mater. - 2017. - V. 1341. - P. 211-220.
Суриков Н.Ю.,Панченко Е.Ю., Чумляков Ю.И. // Изв. вузов. Физика. - 2016. - V. 674. - P. 498-503.
Chumlyakov Yu., Kireeva I., Panchenko E., et al. // J. Alloys Compd. - 2021. - V. 64. - No. 9. - P. 114-119.
Chumlyakov Y.I., Kireeva I.V., Panchenko E.Y., et al. // Shape Memory Alloys: Properties, Technologies, Opportunities / eds. N. Resnina and V. Rubanik. - Switzerland: Trans. Tech. Publ. Ltd, 2015. - P. 107-174.
Yaacoub J., Abuzaid W., Brenne F., Sehitogly H. // Scr. Mater. - 2020. - V. 185. - P. 43-47.
Lee H.C., Chen Y.J., Chen C.H. // Entropy. - 2019. - V. 21. - No. 1027. - P. 1-14.
Wollants P., Ross J.R., Delaey L. // Prog. Mater. Sci. - 1993. - V. 37. - Iss. 3. - P. 227-288.
Daroczi L., Palanki S., Szabo S., Beke D.L. // Mater. Sci. Eng. A. - 2004. - V. 378. - Iss. 1. - P. 274-277.
Tong H.C., Wayman C.M. // Acta. Metall. - 1974. - V. 22. - Iss. 7. - P. 887-896.
Palanki Z., Daroczi L., Beke D.L. // Mater. Trans. - 2005. - V. 46. - Iss. 5. - P. 978-982.
Kireeva I.V., Picornall C., Pons J., et al. // Acta Mater. - 2014. - V. 68. - P. 127-139.
Kelly A. Strong Solids. - Clarendon Press, 1986. - 423 p.
Chumlyakov Yu.I., Kireeva I.V., Pobedennaya Z.V., et al. // J. Alloys Compd. - 2021. - V. 856. - Art. 158158.
Sehitoglu H., Hamilton R., Canadinc D., et al. // Metall. Mater. Trans. A. - 2003. - V. 34. - P. 5-13.
Saghaian S.M., Karaca H.E., Tobe H., et al. // Acta Mater. - 2015. - V. 87. - P. 128-141.
Wang D., Gao Y., Wang Y., et al. // J. Alloys Compd. - 2016. - V. 661. - P. 100-109.
Xu Y.C., Hu C., Liu L., et al. // Acta Mater. - 2019. - V. 171. - P. 240-252.
Эффект памяти формы и сверхэластичность в [001]-монокристаллах (TiZrHf)<sub>50</sub>Ni<sub>25</sub>Co<sub>10</sub>Cu<sub>15</sub> высокоэнтропийного сплава при сжатии | Известия вузов. Физика. 2022. № 12. DOI: 10.17223/00213411/65/12/87

Эффект памяти формы и сверхэластичность в [001]-монокристаллах (TiZrHf)50Ni25Co10Cu15 высокоэнтропийного сплава при сжатии | Известия вузов. Физика. 2022. № 12. DOI: 10.17223/00213411/65/12/87