Закономерности проявления функциональных свойств в состаренных в мартенсите под сжимающей нагрузкой монокристаллах ферромагнитного сплава Ni51Fe18Ga27Co4 | Известия вузов. Физика. 2022. № 12. DOI: 10.17223/00213411/65/12/103

ГлавнаяАрхивЗакономерности проявления функциональных свойств в состаренных в мартенсите под сжимающей нагрузкой монокристаллах ферромагнитного сплава Ni51Fe18Ga27Co4 | Известия вузов. Физика. 2022. № 12. DOI: 10.17223/00213411/65/12/103

Закономерности проявления функциональных свойств в состаренных в мартенсите под сжимающей нагрузкой монокристаллах ферромагнитного сплава Ni51Fe18Ga27Co4

Исследовано влияние пластической деформации в предварительном цикле сверхэластичности и/или в процессе старения в мартенситном состоянии под нагрузкой (СМН) на проявления двустороннего эффекта памяти формы (ДЭПФ) и ферроэластичности (ФЭ) в β- и (β+γ)-монокристаллах сплава Ni51Fe18Ga27Co4, испытывающих термоупругие L 21( B 2)-10M/14M- L 10 мартенситные превращения. Экспериментально показано, что СМН вдоль [110] B2-ориентации при температуре T = 423 К, 1 ч под сжимающей нагрузкой 430 МПа (для β-кристаллов) и 400 МПа (для (β+γ)-кристаллов) способствует проявлению вдоль перпендикулярной [001] B2-ориентации больших обратимых деформаций при проявлении ДЭПФ в циклах охлаждение/нагрев в свободном состоянии и ФЭ в циклах нагрузка/разгрузка при T < A s. За счет произошедшей химической стабилизации L 10-мартенсита при СМН в β-кристаллах получены ДЭПФ с обратимой деформацией εДЭПФ1 = +8.1% путем роста ориентированного роста мартенсита в термоциклах и ФЭ с обратимой деформацией εФЭ1 = -14.2% под действием сжимающих напряжений посредством переориентации мартенситных вариантов путем движения двойниковых границ. Наличие вклада пластической деформации в предварительном цикле и/или в процессе СМН в (β+γ)-кристаллах приводит к комбинации химической и механической стабилизации L 10-мартенсита. В результате в (β+γ)-кристаллах после СМН, во-первых, величина ДЭПФ (εДЭПФ2 = +4.5%) в 1.8 раз меньше, чем в β-кристаллах. Во-вторых, циклы нагрузка/разгрузка при проявлении ФЭ с величиной обратимой деформации εФЭ2 = -13.2% сопровождаются высокими значениями критических напряжений σcr2 = 55 МПа для переориентации мартенситных вариантов и рассеянной энергии Δ G irr2 = 924 Дж/м3, в отличие от β-кристаллов, для которых σcr1 = 12 МПа и Δ G irr1 = 456 Дж/м3. Это обусловлено наличием вклада механической стабилизации L 10-мартенсита и закреплением межфазных и двойниковых границ дислокациями в (β+γ)-кристаллах после СМН.

Regularities of functional properties in stress-induced martensite aged single crystals of Ni51Fe18 Введение Существует несколько способов получения больших обратимых деформаций в монокристаллах сплавов с памятью формы, в том числе сплавов Гейслера, испытывающих термоупругие L21(B2)-10M/14M-L10 мартенситные превращения (МП), Первый способ основан на реализации обратимых МП, при которых наблюдаются такие функциональные свойства, как односторонний (ЭПФ) и двусторонний эффект памяти формы (ДЭПФ) в циклах охлаждение/нагрев и сверхэластичность (СЭ) в циклах нагрузка/разгрузка [1]. Второй способ заключается в получении обратимой деформации при температурах ниже начала обратного МП T < As за счет обратимой переориентации мартенситных вариантов в циклах нагрузка/разгрузка. В данном случае наблюдается эффект ферроэластичности (ФЭ) и, таким образом, величина обратимой деформации может превышать в 2-3 раза деформацию при реализации ЭПФ и СЭ [2, 3]. Для получения таких больших обратимых деформаций необходимо провести специальную термомеханическую обработку, основанную на эффекте стабилизации мартенсита, которая была названа старением в мартенситном состоянии под нагрузкой (СМН) [2-14]. Стабилизированный ориентированный мартенсит при СМН будет иметь минимальную энергию Гиббса и расти в свободном состоянии при последующих термоциклах, проявляя ДЭПФ [2, 7-10]. Другими словами, деформация монокристаллического образца сплава Гейслера при исследовании ДЭПФ будет реализовываться за счет роста стабилизированного ориентированного варианта L10-мартенсита, сформированного в процессе СМН. Деформация монокристалла в мартенситном состоянии при проявлении ФЭ связана с тем, что приложенная сжимающая нагрузка индуцирует не МП, а переориентацию стабилизированного мартенситного варианта в более благоприятный вариант по отношению к внешней приложенной нагрузке, которая, в свою очередь, приводит к изменению размеров образца. При снятии нагрузки наблюдается обратная переориентация в стабилизированный вариант L10-мартенсита с минимальной энергией Гиббса. При СМН может происходить химическая и механическая стабилизация [6, 12, 13]. Химическая стабилизация связана с перераспределением точечных дефектов и различных атомов в соответствии с симметрией и двойниковой структурой мартенсита и не приводит к появлению необратимой деформации при СМН [6, 12]. Механическая стабилизация, наоборот, сопровождается появлением необратимой деформации при СМН за счет образований дислокаций, закреплением межфазных границ дефектами. Высокая циклическая стабильность больших обратимых деформаций при исследовании ДЭПФ и ФЭ на основе химической стабилизации мартенсита подтверждена на монокристаллах сплавов различного состава CoNiGa(Al), NiMnGa и NiFeGaCo [2, 7-10]. Наоборот, в работе [13] показано, что при механической стабилизации мартенсита на сплавах TiNi (после проведения предварительной деформации до 7%) величина обратимой деформации при ДЭПФ уменьшается почти в 3 раза во втором термоцикле по сравнению с первым нагревом после деформации. Таким образом, на характеристики проявления функциональных свойств после СМН могут влиять несколько факторов. Во-первых, для получения больших обратимых деформаций при проявлении ДЭПФ и ФЭ вдоль [001]-ориентации необходимо проводить СМН вдоль перпендикулярной [110]-ориентации [2, 7-9]. Вдоль [110]-направления кривые при СМН сопровождаются появлением сдвойникованного варианта εCVP с его последующим раздвойникованием εdetw под нагрузкой (εtr = εCVP + εdetw = -6.2%), что является первым фактором, влияющим на параметры проявления вышеперечисленных свойств, а также позволяет стабилизировать под нагрузкой частично или полностью раздвойникованный L10-мартенсит [15, 16]. Для настоящих исследований выбраны монокристаллы сплава Ni51Fe18Ga27Co4, которые после СМН вдоль [110]-ориентации демонстрируют ФЭ вдоль перпендикулярной [001]-ориентации с полностью обратимой деформацией до -15% в широком интервале температур [2]. Второй фактор обусловлен наличием необратимой деформации при СМН, т.е. вкладом механической стабилизации мартенсита, воздействие которого на характеристики ДЭПФ и ФЭ на монокристаллах NiFeGa(Co) ранее исследовано не было. Таким образом, исходя из вышеперечисленного, цель настоящей работы - установить закономерности влияния СМН вдоль [110]B2-ориентации на характеристики проявления ДЭПФ и ФЭ вдоль [001]B2-направления на монокристаллах ферромагнитного сплава Ni51Fe18Ga27Co4. Материалы и методы Для исследования выбраны монокристаллы сплава Ni51Fe18Ga27Co4, выращенные методом Бриджмена в атмосфере инертного газа, и для получения однородной структуры материала подвержены высокотемпературному отжигу от T = 1448 К в течение 1 ч с последующей закалкой в воду (закаленные кристаллы). Были получены две партии образцов: 1) высокотемпературная фаза имеет однородную B2-структуру ( -кристаллы); 2) высокотемпературная фаза имеет двухфазную B2-структуру с частицами γ-фазы, объемная доля которой не превышает 1-2% (( +γ)-кристаллы). Исследования проводились на образцах в форме параллелепипеда размером 3×3×6 мм, ребра которых ориентированы вдоль [110]B2-, [1͞10]B2- и [001]B2-направлений. Как было показано в предыдущих исследованиях, СМН вдоль [110]B2-направления в частично или полностью раздвойникованном L10-мартенсите приводит к формированию в образце одного стабилизированного варианта мартенсита, который вдоль перпендикулярного [001]B2-направления может проявлять обратимую растягивающую деформацию с величиной теоретического ресурса до εtr = +13.5%. Максимальная деформация превращения εtr включает в себя сдвойникованный мартенсит εCVP = 6.2% и его последующее раздвойникование εdetw = 7.3% [15]. Поэтому СМН проводили вдоль [110]B2-направления, а исследование ДЭПФ и ФЭ - вдоль [001]B2-направления. Механические испытания на сжатие при исследовании СЭ, ФЭ и проведение СМН выполнялись на электромеханической испытательной машине «Instron 5969» со скоростью деформации 10-3 с-1. Исследование ДЭПФ осуществлялось на специально разработанной испытательной машине для измерения деформации превращения при изменении температуры, которая позволяет определять изменение размеров образца в циклах охлаждение/нагрев в свободном состоянии (|σ| < 2 МПа). Погрешность измерений деформации превращения при ДЭПФ и ФЭ равна 0.3%. Исследование микроструктуры монокристаллов осуществлялось на просвечивающем электронном микроскопе (ПЭМ) «Hitachi HT-7700». Тонкие фольги для ПЭМ готовили методом струйной полировки на установке «Tenupol-5». Характеристические температуры МП определялись методом дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК) с использованием калориметра «NETZSCH DSC 404 F1» (погрешность измерений равна 2 К). Результаты и их обсуждение На рис. 1, а, б (пунктирные линии) представлены кривые СЭ в первом цикле нагрузка/раз¬грузка вдоль [110]B2-ориентации при температуре проведения СМН T = 423 К и деформации сжатием на монокристаллах сплава Ni51Fe18Ga27Co4. Ранее на монокристаллах сплава Ni49Fe18Ga27Co6 [8] было показано, что такая повышенная температура T = 423 К является эффективной для реализации химической стабилизации L10-мартенсита за счет повышения скорости диффузионных процессов, происходящих при СМН, по сравнению с более низкой температурой СМН T = 373 К. Как видно на рис. 1, а (первый цикл нагрузка/разгрузка, пунктирная линия), при проявлении СЭ в кристаллах при температуре T = 423 К практически отсутствует вклад пластической деформации образца: необратимая деформация необр1 ≤ 0.5%. Кривая СЭ в данном случае сопровождается критическими напряжениями σcr, необходимыми для образования кристаллов мартенсита, равными σcr1 = 353 МПа, и величиной рассеяния энергии, которая пропорциональна площади внутри кривой нагрузки/разгрузки, ΔGirr1 = 459 Дж/м3. Последующий второй цикл нагрузки/разгрузки, соответствующий кривой проведения СМН, не изменяет кривую нагрузки при прямом МП (рис. 1, а, сплошная линия), т.е. величина критических напряжений образования мартенсита σcr1 СМН и модуль упругости аустенита остаются неизменными, что свидетельствует об отсутствии изменения микроструктуры и условий зарождения мартенсита под нагрузкой после первого цикла. Рис. 1. Кривые σ( ) при СЭ и в процессе СМН под сжимающей нагрузкой вдоль [110]B2-ориентации для β-кристаллов (а) и (β+γ)-кристаллов (б) сплава Ni51Fe18Ga27Co4 В (β+γ)-кристаллах СЭ вдоль [110]B2-ориентации (рис. 1, б (первый цикл нагрузка/разгрузка, пунктирная линия)) сопровождается необратимой деформацией в цикле εнеобр2 = 0.8%, более низкими критическими напряжениями образования мартенсита, равными σcr2 = 285 МПа, и большей (более чем в 2 раза) величиной рассеяния энергии ΔGirr2 = 1006 Дж/м3 по сравнению с β-кристал¬лами. Второй последующий цикл нагрузки при проведении СМН (рис. 1, б, сплошная линия) сопровождается изменением кривой течения, снижением модуля упругости аустенита, а также уменьшением величины критических напряжений образования мартенсита σcr2 СМН на 20 МПа. Это свидетельствует о накоплении пластической деформации в первом цикле нагрузка/разгрузка и изменении условий зарождения кристаллов мартенсита во втором цикле. Как уже упоминалось ранее, второй цикл нагрузки на рис. 1, а, б (сплошная линия) демонстрирует СМН для β- и (β+γ)-кристаллов сплава Ni51Fe18Ga27Co4. СМН заключается в нагрузке образца при повышенной температуре испытания для формирования в нем мартенсита напряжений и выдержке определенное время под сжимающей нагрузкой в мартенситном состоянии. Затем проводилась полная разгрузка образца и охлаждение до комнатной температуры. СМН на β- и (β+γ)-кристаллах проводилось вдоль [110]B2-ориентации при T = 423 К в течение 1 ч в мартенситном состоянии под сжимающей нагрузкой 430 МПа (для β-кристаллов) и 400 МПа (для (β+γ)-кристаллов) при заданных сжимающих деформациях |εзад| = 7%. После выдержки при разгрузке монокристалла в обоих случаях наблюдается необратимая деформация величиной 4.3%, что связано с произошедшей стабилизацией мартенсита при СМН. Для того чтобы образец после СМН восстановил свои размеры, - и ( +γ)-кристаллы предварительно нагревали выше 420 К и в дальнейшем реализовывали цикл охлаждение/нагрев в свободном состоянии для исследования ДЭПФ. Исходя из кристаллографической теории МП, при СМН вдоль [110]B2-ориентации можно получить раздвойникованный вариант мартенсита V1, который вдоль перпендикулярного старению [001]B2-направления демонстрирует максимальную растягивающую деформацию превращения +13.5%, а под сжимающей нагрузкой вдоль того же направления может переориентироваться в вариант мартенсита V2/V3 [15] (табл. 1). Экспериментально показано, что после СМН вдоль [110]B2-ориентации на β-кристаллах вдоль [001]B2-направления наблюдается ДЭПФ с растягивающей обратимой деформацией величиной εДЭПФ1 = +8.1% за счет роста при охлаждении ориентированного стабилизированного варианта L10 мартенсита (V1), сформированного при СМН (табл. 1). Термический гистерезис ∆T1, характеризующий рассеяние энергии, составляет 73 K (рис. 2). В данном случае величина εДЭПФ1 превышает величину теоретической деформации сдвойникованного L10-мартенсита (εCVP = 6.2%) εCVP < εДЭПФ1 < εtr. Таким образом, можно утверждать, что в β-кристаллах стабилизировали частично раздвойникованный L10-мартенсит. Таблица 1 Ориентационные соотношения решеток B2-аустенита и L10-мартенсита [15, 16] Вариант [100]L10 [010]L10 [001]L10 Деформация B2-L10 МП εtr вдоль [001]B2-направления V1 V2 V3 [110]B2 [͞101]B2 [011]B2 [͞110]B2 [101]B2 [0͞11]B2 [001]B2 [010]B2 [100]B2 +13.5% -6.2% -6.2% Рис. 2. Кривые (T) при исследовании ДЭПФ вдоль [001]B2-направления для β- и (β+γ)-кристаллов сплава Ni51Fe18Ga27Co4 после СМН В (β+γ)-кристаллах СМН вдоль [110]B2-направления, где наблюдалась пластическая деформация мартенсита в предварительном цикле СЭ и/или в процессе СМН, индуцирует ДЭПФ вдоль перпендикулярного [001]B2-направления с обратимой деформацией почти в 2 раза меньшей εДЭПФ2 = +4.5%, чем в β-кристаллах, и термическим гистерезисом равным ∆T2 = 52 К (рис. 2). В (β+γ)-кристаллах εДЭПФ2 ≤ εCVP, что может быть обусловлено отсутствием раздвойникования кристаллов L10-мартенсита и наличием механически стабилизированного остаточного L10-мартенсита за счет закрепления межфазных и двойниковых границ дислокациями при СМН. В табл. 2 представлены температуры МП в циклах охлаждение/нагрев в свободном состоянии в закаленных β- и (β+γ)-кристаллах сплава Ni51Fe18Ga27Co4 до и после СМН. В β- и (β+γ)-кристаллах до СМН температуры определялись методом ДСК. Закаленные β- и (β+γ)-кристаллы сопровождаются размытыми переходами при прямом ∆1 = Ms - Mf (21-31 К) и обратном ∆2 = Af -As (30-33 К) МП. (β+γ)-кристаллы имеют температуры МП ниже β-кристаллов на 10-20 К, что может быть обусловлено выделением небольшой объемной доли γ-фазы. Известно [17-19], что увеличение галлия в матрице за счет его меньшего содержания в γ-фазе может приводить к снижению температур МП. Таблица 2 Характеристические температуры МП для монокристаллов сплава Ni51Fe18Ga27Co4 до и после СМН Состояние Ms, К Mf, К As, К Af, К ∆T, К ∆1, К ∆2, К Закаленные β-кристаллы 314 283 294 324 5 31 30 Закаленные (β+γ)-кристаллы 293 272 284 317 12 21 33 β-кристаллы после СМН 321 321 394 394 73 → 0 → 0 (β+γ)-кристаллы после СМН 320 320 372 372 52 → 0 → 0 После СМН температуры МП монокристаллов были определены по кривым зависимости ε(T) при исследовании ДЭПФ (рис. 2, табл. 2). Экспериментально показано, что после СМН наблюдается увеличение характеристических температур МП в β- и (β+γ)-кристаллах, что свидетельствует о прошедшей стабилизации мартенсита. После СМН прямое превращение при реализации ДЭПФ в β- и (β+γ)-кристаллах начинается при близких температурах Ms ≈ 320 К, где наблюдается рост стабилизированного варианта L10-мартенсита (V1). СМН приводит к очень узким температурным интервалам развития прямого Δ1 → 0 К и обратного Δ2 → 0 К B2-L10 МП, что относится к основному объему появления и исчезновения термоиндуцированного мартенсита при ДЭПФ, в отличие от размытого МП в закаленных кристаллах до СМН (табл. 2, рис. 2). Разница в температурах ∆Ms до и после СМН в (β+γ)-кристаллах (∆Ms = 27 К) выше, чем в β-кристаллах (∆Ms = 7 К) (табл. 2). Предполагается, что это связано с тем, что в (β+γ)-кристаллах при СМН прошли одновременно химическая и механическая стабилизация L10-мартенсита, в отличие от β-кристаллов, где наблюдается только химическая стабилизация ориентированного варианта L10-мартенсита. Дислокации и остаточный мартенсит, образовавшиеся при механической стабилизации мартенсита в (β+γ)-кристаллах, способствуют зарождению мартенсита при охлаждении, что приводит к повышению температуры Ms. Это подтверждают результаты исследования микроструктуры монокристаллов сплава Ni51Fe18Ga27Co4 после СМН методом ПЭМ, представленные на рис. 3 и 4. Электронно-микроскопические исследования показали, что при комнатной температуре Tк = 298 К (ниже температуры конца прямого МП - Mf = 321 К) после СМН β-кристаллы имеют структуру частично раздвойникованного L10-мартенсита (рис. 3, б и соответствующие микродифракции а и в). В сдвойникованной области L10-мартенсита наблюдаются двойники по плоскостям {111}L10. Области с повышенной плотностью дислокаций не обнаружены, что свидетельствует о преимущественно химической стабилизации при СМН. Микроструктура (β+γ)-кристаллов представлена на рис. 4, а-д. Показано, что структура (β+γ)-кристаллов содержит области остаточного B2-аустенита и L10-мартенсита (рис. 4, б и соответствующие микродифракции а и в). Существуют области (рис. 4, г и соответствующая микродифракция д), содержащие большое количество дефектов, дислокаций, что подтверждает наличие вклада механической стабилизации при СМН в этих кристаллах. Исследование ФЭ проводилось вдоль [001]B2-направления, вдоль которого реализуется ДЭПФ с растягивающей обратимой деформацией, в циклах нагрузка/разгрузка на β- и (β+γ)-кристаллах после СМН с заданной сжимающей деформацией |εзад| = 15-16% (рис. 5, а, б). Экспериментально показано, что независимо от величины ДЭПФ в обоих кристаллах величины обратимых деформаций при проявлении ФЭ в циклах нагрузка/разгрузка близки и составляют εФЭ1 = -14.2% для β кристаллов при температуре T = 348 К < As (рис. 5, а) и εФЭ2 = -13.2% для (β+γ)-кристаллов при Рис. 3. Микроструктура β-кристаллов сплава Ni51Fe18Ga27Co4 после СМН: Светлопольное изображение (б) и соответствующие микродифракции (а, в) Рис. 4. Микроструктура (β+γ)-кристаллов сплава Ni51Fe18Ga27Co4 после СМН: светлопольные изображения (б, г) и соответствующие микродифракции (а, в, д) T = 358 К < As (рис. 5, б). Такая большая величина обратимой деформации связана с тем, что противодействующая сжимающая нагрузка вдоль [001]B2-направления провоцирует переориентацию стабилизированного ориентированного мартенситного варианта, который сформировался в процессе СМН (V1), в более благоприятный вариант (V2/V3) по отношению к внешней сжимающей нагрузке за счет движения двойниковых границ в мартенсите (табл. 1, схема представлена на рис. 5). Как показано в [2], максимальная теоретическая деформация при такой переориентации вариантов мартенсита вдоль [001]B2-направления составляет re = -16.6%. Деформация β-кристаллов при проявлении ФЭ сопровождается низкими напряжениями переориентации мартенситных вариантов σcr1 = 12 МПа, коэффициентом деформационного упрочнения при прямом МП величиной 1 = 0.2 ГПа, а также узким механическим гистерезисом до ∆σ1 = 30 МПа и, соответственно, малыми значениями рассеяния энергии ΔGirr1 = 456 Дж/м3 (рис. 5, а). По сравнению с β-кристаллами наличие вклада пластической деформации в предварительном цикле СЭ и/или в процессе СМН в (β+γ)-кристаллах приводит, во-первых, к росту напряжений переориентации σcr2 в 4.5 раза (σcr2 = 55 МПа) (рис. 5, б). Во-вторых, кривая σ(ε) при исследовании ФЭ характеризуется более высоким коэффициентом деформационного упрочнения при прямом МП, равным 2 = 0.6 ГПа, тогда как при обратном МП на обоих кристаллах стремится к нулю. В-третьих, величина рассеяния энергии и механического гистерезиса в 2-3 раза больше, чем в β-кристаллах, и составляет ΔGirr2 = 924 Дж/м3 и ∆σ2 = 82 МПа соответственно. В-четвертых, экспериментально показано, что с увеличением числа циклов нагрузка/разгрузка σcr2 снижается от 55 до 42 МПа в (β+γ)-кристаллах, в то время как в β-кристаллах количество циклов не оказывает влияния на σcr1 = 12 МПа. Рис. 5. Кривые σ( ) при исследовании ФЭ вдоль [001]B2-направления в циклах нагрузка/разгрузка при сжатии для β- кристаллов при Т = 348 К < As (а) и (β+γ)-кристаллов при T = 358 К < As (б) сплава Ni51Fe18Ga27Co4 после СМН Таким образом, экспериментально показано, что стабилизация L10-мартенсита при СМН вдоль [110]B2-направления как с дополнительной пластической деформацией, так и без пластической деформации приводит к наведению вдоль [001]B2-направления ФЭ с близкой обратимой деформацией εФЭ2 = -13.2% и εФЭ1 = -14.2% соответственно. Полученные экспериментальные значения εФЭ также близки к теоретическому ресурсу обратимой деформации re = -16.6% при переориентации мартенситных вариантов V1 в V2/V3 [1]. Следовательно, можно предположить, что β- и (β+γ)-кристаллы после СМН при комнатной температуре имеют структуру почти полностью раздвойникованного стабилизированного варианта мартенсита V1. В β-кристаллах вариант V1 стабилизирован за счет химической стабилизации мартенсита и содержит малое количество дислокаций. Это обеспечивает большую величину обратимой деформации εДЭПФ1 = +8.1% при проявлении ДЭПФ и εФЭ1 = -14.2% при ФЭ. При этом переориентация мартенситных вариантов при ФЭ требует малых напряжений σcr1 = 12 МПа и низкой величины рассеяния энергии ΔGirr1 = 456 Дж/м3 (рис. 5, схема), тогда как в (β+γ)-кристаллах СМН сопровождается пластической деформацией, и мартенситный вариант V1 стабилизируется за счет химической и механической стабилизации. Часть стабилизированного дислокациями мартенсита не участвует в последующих термоциклах после СМН, что приводит к более низким значениям обратимой деформации при проявлении ДЭПФ εДЭПФ2 = +4.5% в (β+γ)-кристаллах по сравнению с β-кристаллами (рис. 2). При проявлении ФЭ в (β+γ)-кристаллах переориентируется практически весь стабилизированный вариант V1, о чем свидетельствуют большие обратимые деформации εФЭ2 = -13.2%. Но для переориентации мартенсита, закрепленного дислокациями, в (β+γ)-кристаллах требуются более высокие напряжения переориентации σcr2 = 55 МПа, и цикл сопровождается высокой величиной рассеяния энергии ΔGirr2 = 924 Дж/м3 по сравнению с β-кристаллами (рис. 5). Снижение σcr2 с увеличением числа циклов нагрузка/разгрузка в (β+γ)-кристаллах свидетельствует об изменении дислокационной структуры, образовавшейся после СМН, и облегчении переориентации кристаллов мартенсита. Заключение На монокристаллах сплава Ni51Fe18Ga27Co4 в однофазном - и двухфазном ( +γ)-состояниях экспериментально показано, что наличие пластической деформации в предварительном цикле СЭ и/или в процессе СМН вдоль [110]B2-ориентации при температуре T = 423 К, 1 ч под сжимающей нагрузкой 430 МПа (для -кристаллов) и 400 МПа (для ( +γ)-кристаллов) определяет функциональные параметры наведенных вдоль перпендикулярного [001]B2-направления ДЭПФ и ФЭ. Отсутствие пластической деформации при СМН в -кристаллах способствует только химической стабилизации L10-мартенсита в процессе СМН и высоким значениям обратимой деформации при проявлении ДЭПФ εДЭПФ1 = +8.1% в циклах охлаждение/нагрев путем роста ориентированного стабилизированного L10-мартенсита и ФЭ εФЭ1 = -14.2% под действием сжимающих напряжений за счет переориентации мартенситных вариантов путем движения двойниковых границ с минимальными значениями критических напряжений переориентации σcr1 = 12 МПа и величины рассеяния энергии ΔGirr1 = 456 Дж/м3 в цикле нагрузка/разгрузка. Напротив, вклад пластической деформации в предварительном цикле и/или в процессе СМН в (β+γ)-кристаллах способствует сочетанию химической и механической стабилизации мартенсита. Закрепление дислокациями межфазных и двойниковых границ L10-мартенсита после СМН приводит к низким значениям ДЭПФ (εДЭПФ2 = +4.5%), что в 1.8 раз меньше величины ДЭПФ в β-кристаллах (εДЭПФ1 = +8.1%). Величина обратимой деформации при ФЭ εФЭ2 = -13.2% в (β+γ)-кристаллах имеет близкие значения к εФЭ1 = -14.2% для β-кристаллов, но для ее реализации требуются в 4.6 раза большие критические сжимающие напряжения, и цикл нагрузка/разгрузка характеризуется в 2 раза большей величиной рассеяния энергии ΔGirr2 = 924 Дж/м3 по сравнению с β-кристаллами. Таким образом, для эффективного наведения ДЭПФ и ФЭ необходимо исключать проявление механической стабилизации мартенсита за счет необратимой пластической деформации при реализации цикла нагрузка/разгрузка при СМН.

Ключевые слова

монокристалл, мартенситное превращение, старение в мартенсите под нагрузкой, двусторонний эффект памяти формы, ферроэластичность

Авторы

ФИООрганизацияДополнительноE-mail
Тохметова Аида БауыржановнаНациональный исследовательский Томский государственный университетинженер-исследователь, аспирантка НИ ТГУaida.tokhmetova@mail.tsu.ru
Панченко Елена ЮрьевнаНациональный исследовательский Томский государственный университетд.ф.-м.н., доцент, гл. науч. сотр. НИ ТГУpanchenko@mail.tsu.ru
Курлевская Ирина ДмитриевнаНациональный исследовательский Томский государственный университеттехник, студентка НИ ТГУkurlevskayaid@mail.tsu.ru
Жердева Мария ВалериевнаНациональный исследовательский Томский государственный университетинженер-исследователь, аспирантка НИ ТГУzhmv@mail.tsu.ru
Чумляков Юрий ИвановичНациональный исследовательский Томский государственный университетд.ф.-м.н., профессор, зав. лабораторией НИ ТГУchum@phys.tsu.ru
Всего: 5

Ссылки

Otsuka K., Wayman C.M. Shape Memory Materials. - Cambridge University Press, 1998. - P. 284.
Panchenko E, Timofeeva E., Eftifeeva A., et al. // Scripta Mater. - 2019. - V. 64. - P. 1-19.
Otsuka K., Ren X. // Mater. Sci. Eng. A. - 2001. - V. 312. - P. 207-218.
Chernenko V.A., Pons J., Cesari E., Zasimchuk I.K. // Scripta Mater. - 2004. - V. 50. - P. 225-229.
Niendorf T., Krooß P., Somsen Ch., et al. // Acta Mater. - 2015. - V. 89. - P. 298-304.
Kadletz P., Krooß P., Chumlyakov Yu., et al. // Mater. Lett. - 2015. - V. 159. - P. 16-19.
Panchenko E., Timofeeva E., Pichkaleva M., et al. // Shap. Mem. Superelastic. - 2020. - V. 6. - P. 29-34.
Tokhmetova A., Larchenkova N., Panchenko E., Chumlyakov Yu. // Tech. Phys. Lett. - 2020. - V. 46. - No. 6. - P. 621-624.
Panchenko E., Eftifeeva A., Chumlyakov Y., et al. // Scripta Mater. - 2018. - V. 150. - P. 18-21.
Cingolani E., Stalmans R., et al. // Mater. Sci. Eng. A. - 1999. - V. 268. - P. 109-115.
Tsuchiya K., Tateyama K., Sugino K., Marukawa K. // Scripta Metall. Mater. - 1995. - V. 32. - No. 2. - P. 259-264.
Kustov S., Pons J., Cesari E., et al. // Acta Mater. - 2004. - V. 52. - P. 4547-4559.
Belyaev S., Resnina N., Iaparova E., et al. //j. Alloys Compd. - 2019. - V. 787. - P. 1365-1371.
Lázpita P., Villa E., Villa F., Chernenko V. // Metals. - 2021. - V. 11. - P. 920-931.
Hamilton R.F., Sehitoglu H., Efstathiou C., Maier H.J. // Acta Mater. - 2007. - V. 55. - P. 4867-4876.
Bucheit T.E., Kumpf S.L., Wert J.A. // Acta Mater. - 1995. - V. 43. - P. 4189-4199.
Santamarta R., Font J., Muntasell J, et al. // Scripta Mater. - 2006. - V. 54. - P. 1985-1989.
Liu Z.H., Liu H., Zhang X.X., et al. // Phys. Lett. A. - 2004. - V. 329. - P. 214-220.
Zheng H.X., Xia M.X., Liu J., Li J.G. //j. Alloys Compd. - 2004. - V. 385. - P. 144-147.
Закономерности проявления функциональных свойств в состаренных в мартенсите под сжимающей нагрузкой монокристаллах ферромагнитного сплава Ni<sub>51</sub>Fe<sub>18</sub>Ga<sub>27</sub>Co<sub>4</sub> | Известия вузов. Физика. 2022. № 12. DOI: 10.17223/00213411/65/12/103

Закономерности проявления функциональных свойств в состаренных в мартенсите под сжимающей нагрузкой монокристаллах ферромагнитного сплава Ni51Fe18Ga27Co4 | Известия вузов. Физика. 2022. № 12. DOI: 10.17223/00213411/65/12/103