Калин Физическое материаловедение Том 5 2008
.pdfция−температура» для таких материалов имеет характерный вид механического гистерезиса (рис. 22.34), причем эффект многократ- но-обратимой памяти формы проявляется как в нагруженном, так и ненагруженном состояниях материала.
Отличительной особенностью этого эффекта является то, что он не исчезает после практически любого количества теплосмен. Например, для сплава Au–Cd этот эффект наблюдается в течение 3 107 термоциклов.
Рис. 22.34. Характерный вид деформационной кривой материала с эффектом многократной памяти формы (сплав Ti–Ni после охлаждения от 200 до 20 °С под напряжением 200 МПа при кручении)
Сплавы производят с разной температурой мартенситного превращения, из них хорошо освоено производство материалов с температурой превращения 100–200 °С. Новые сплавы имеют температуру превращения до 300 °С, а отдельные сплавы − до 500 °С.
В опытно-промышленном объеме выпускаются медно-алюминие- вые сплавы, легированные Mn, Ni, Zn и другими элементами; мар- ганцево-медные, в том числе легированные хромом; никельтитановые сплавы, в том числе легированные железом, медью.
К основным характеристикам сплавов с ЭПФ относятся:
-температура захолаживания;
-допустимая температура нагрева;
-максимальная величина упругой деформации;
-технологическая пластичность;
-термическая и радиационная стойкость;
-совместимость с конструкционными материалами изделий и коррозионная стойкость в рабочей среде; температурный интервал обратимого мартенситного превращения;
621
-уровень напряжений пластической деформации в аустенитном
имартенситном состояниях.
Сплавы с ЭПФ на основе меди. В основном это сплавы двух систем: Cu–Zn–Al и Cu–Al–Ni, которые доведены до стадии опытного производства и рассматриваются как весьма перспективные при использовании различных модификаторов, таких, как B, Ce, Co, Fe, Ti, V, Zr (рис. 22.35).
Cu-сплавы с ЭПФ
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
Cu–Zn |
|
|
|
|
|
|
Cu–Al |
|
|
|
|
Cu–Sn |
|||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||||
|
Cu–Zn–X |
|
|
Cu–Al–X |
|
|
|||||||||||
X = Al, Si, Sn, Ga, Mn |
|
|
X = Ni, Be, Zn, Mn |
|
|
|
|||||||||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||
|
Cu–Zn–Al–Ni, |
|
|
|
|
Cu–Al–Ni–Mn |
|
|
|
|
|
||||||
|
Cu–Zn–Al–Mn |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|||||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||||||||
Коммерческие |
сплавы |
|
|
Коммерческие сплавы |
|
|
|
||||||||||
|
Cu–Zn–Al–Y |
|
|
|
Cu–Al–Ni–Y |
|
|
|
|||||||||
Cu–Zn–Al–Mn–Y |
|
|
|
Cu–Al–Ni–Mn–Y |
|
|
|
Рис. 22.35. Классификация сплавов с ЭПФ на основе меди (Y − модифицирующие элементы: B, Ce, Co, Fe, Ti, V, Zr)
Температура мартенситного превращения является весьма чувствительной к изменению состава сплавов и может быть представ-
лена следующими эмпирическими соотношениями. |
|
Для сплавов системы Cu–Zn–Al: |
|
Mн (°C) = 2212 − 66,9 [(ат.% Zn) + 1,355 (ат.% Al)], |
(22.30) |
Aн (°C) = 2117 − 58,79 (мас.% Zn) − 149,64 (мас.% Al), |
(22.31) |
где Mн и Aн − температуры начала прямого и обратного мартенсит- |
|
ного превращений соответственно. |
|
Для сплавов системы Cu−Al−Ni: |
|
Mн (°C) = 2020 − 45 (мас.% Ni) − 134 (мас.% Al)]. |
(22.32) |
Следует отметить, что температуры превращений в рассмотренных сплавах могут варьировать в довольно широком интервале, но они имеют верхние пределы, например 120 °C для сплавов сис-
622
темы Cu−Zn−Al, типичным представителем которой является сплав состава Cu−27%Zn−4%Al, и 200 °C для сплавов системы Cu−Al−Ni, в частности, для сплава Cu−14%Al−3%Ni. Выше этих температур в сплавах проявляется тенденция к нестабильности температуры фазового превращения в результате протекания процессов старения, хотя и имеются данные о возможности использования последних при более высоких температурах (до 300 °C).
Сплавы с ЭПФ системы Cu−Zn−Al попадают в многокомпонентую эвтектоидную область, содержащую α- и β-равновесные фазы в области температур 500÷400 °С и дополнительно γ-равновесную фазу при более низких температурах (< 400 °С). Сплавы с низким содержанием алюминия, например 4 %, с α+β-структурой характеризуются хорошей пластичностью при низких температурах, так что может быть получено относительное сужение Ψ ≥ 20 %. Увеличение содержания Al приводит к уменьшению количества пластичной α-фазы и замещению ее соответствующим количеством хрупкой γ-фазы; при этом пластичность в процессе холодной деформации падает.
Сплавы системы Cu−Al−Ni с практически реализуемыми температурами превращений ЭПФ являются в основном эвтектоидными, обладающими пониженной пластичностью при низких температурах из-за присутствия в микроструктуре γ-фазы. Деформация этих сплавов осуществляется в области существования β-фазы при температурах выше 600 °С. Присутствие Ni в Cu−Al−Ni сплавах сдвигает Cu−Al эвтектоид на более высокие содержания алюминия. Повышение содержания Ni до 4 % приводит к уменьшению температурного гистерезиса превращения, однако для обеспечения удовлетворительной технологической деформируемости содержание Ni должно быть ниже 7 %.
Четверные сплавы на основе Cu с ЭПФ содержат также марганец. Подобно никелю, марганец сдвигает Cu−Al эвтектоид на более высокие содержания алюминия. В Cu−Zn−Al сплавах Mn обеспечивает хорошую деформируемость при сравнительно высоком содержании алюминия.
623
Влияние модифицирующих элементов. Вследствие склонности к росту зерна термообработанные сплавы на основе Cu с ЭПФ обычно имеют крупное зерно размером порядка миллиметров. Крупнозернистые сплавы склонны к охрупчиванию и интеркристаллитному разрушению, а также характеризуются сравнительно быстрой деградацией свойств ЭПФ. В связи с этим обычно применяют модифицирование. Среди модифицирующих элементов для сплавов Cu−Zn−Al наиболее эффективными являются B, Ti и Zr. Например, добавка 0,3−1,3 % Zr обеспечивает размер зерна в слитке 50 мкм и эффективно предотвращает рост зерна при термообработках до 800 °С. Модифицирующий эффект связывают с образованием дисперсных зернограничных выделений, которые способствуют зарождению зерен и ограничивают их рост.
Влияние термообработки. При изучении влияния изменения температуры и времени выдержки в β-области (при обработке на твердый раствор) с на температуры превращений в сплавах на основе меди установлено, что с увеличением как температуры, так и времени отжига все критические температуры (начала и конца прямого и обратного превращений) возрастают, причем влияние температуры отжига более существенно, чем времени выдержки.
Влияние скорости закалки на температуры превращений. Для сплавов на основе Cu c ЭПФ температуры мартенситных превращений очень чувствительны к скорости охлаждения. Так, после закалки от 800 °С (выдержка 30 мин) было проведено исследование структуры и температуры превращения на различной глубине от поверхности интенсивного теплоотвода. Показано, что сплав Cu−26%Zn−3,8%Al характеризуется следующим набором микроструктур: полностью мартенситная на поверхности, далее следует мартенситная микроструктура с выделениями массивной αm-фазы по границам зерен, затем смесь с наличием бейнитных пластин и, наконец, в объеме наблюдается структура, полностью претерпевшая распад: видманштеттовая структура с α-выделениями в β-мат- ице. Соответственно этой последовательности наблюдали резкое снижение температур превращений ЭПФ, начиная с момента появления в структуре выделений α-фазы.
624
вращений возрастают с увеличением времени старения при 200÷300 °С и снижаются при более высоких температурах (400 °С и выше). Влияние старения связывают с процессом упорядочения на ранней стадии и выделением γ-фазы на поздней стадии старения, так что существенное увеличение содержания γ-фазы приводит к снижению температур превращения.
Мартенсит в сплавах Cu−Al−Ni также претерпевает стабилизацию при низкотемпературном старении, которая протекает существенно медленнее, чем в сплавах системы Cu−Zn−Al. Так, для сплава Cu−11,3%Al−3%Ni−0,04%B эффект становится заметным при
повышении температуры старения выше 125 °С. |
|
|
||||||
|
350 |
|
|
На рис. 22.37 приведено сравне- |
||||
|
|
|
ние |
термической |
стабильности |
|||
|
300 |
|
|
сплавов |
систем |
Cu−Zn−Al и |
||
,°С |
|
|
Cu−Al−Ni. Линия |
для |
сплава |
|||
|
|
2 |
Cu−26,6%Zn−4%Al |
определяется |
||||
Температура |
250 |
|
деградацией ЭПФ из-за распада β- |
|||||
|
|
|||||||
|
|
|
фазы и, поэтому не может рас- |
|||||
200 |
|
1 |
сматриваться как эффект смеще- |
|||||
|
|
|
ния температур превращения. На- |
|||||
|
150 |
|
|
оборот, |
линия |
для |
сплава |
|
|
|
|
Cu−14,2%Al−3,3%Ni показывает |
|||||
|
|
|
|
термическую стабильность свойств |
||||
|
100 |
102 |
104 106 |
ЭПФ. |
Для высокотемпературных |
|||
|
1 |
устройств |
разработаны сплавы с |
|||||
|
|
Время, с |
ЭПФ на основе системы Cu–Al– |
|||||
|
|
|
|
|||||
Рис. 22.37. Кривая распада β-фазы |
Ni–Mn, обладающие высокой тер- |
|||||||
|
в сплаве Cu−26,6%Zn−4%Al (1) |
мической |
стабильностью |
свойств. |
||||
и кривая термической стабильности |
Однако сплавы с высоким содер- |
|||||||
|
ЭПФ свойств сплава |
жанием алюминия |
показали по- |
|||||
|
Cu−14,2%Al−3,3%Ni (2) |
|||||||
|
вышенную хрупкость. |
|
||||||
|
|
|
|
|
Впоследствии оптимизация состава позволила получить сплавы с ЭПФ с высокими и стабильными свойствами. Например, сплав
Cu−12%Al−5%Ni−2%Mn−1%Ti после выдержки при 200 °С в тече-
ние четырех дней показал сохранение исходного уровня ЭПФ свойств. Снижение содержания Al до 12 % предотвратило хрупкое
626
разрушение, связанное с выделением -фазы, и обеспечило повышенную пластичность сплава. Добавка 2% Mn привело к подавлению эвтектоидной реакции и обеспечило формирование мартенсита при сравнительно низких скоростях охлаждения, а введение 1% Ti позволило уменьшить размер зерна и улучшить механические свойства.
Сплавы с ЭПФ на основеникеля и титана. Из приведенных в табл. 22.27 физико-механических характеристик сплавов с ЭПФ систем Cu Zn Al, Cu Al Ni и Ni Ti нитинол видно, что последний имеет ряд преимуществ: характеризуется большей величиной обратимой деформации 8 % против 5 6 % у сплавов на основе меди; более высокой температурой максимально допустимого нагрева до 400 С против 160 и 300 С у сплавов Cu–Zn–Al и Cu–Al–Ni соответственно; прочность сплавов Ni Ti существенно выше, а пластичность их в несколько раз превышает пластичность медных сплавов. Кроме того, отмечается высокая коррозионная стойкость никелида титана, позволяющая в течение длительного времени надежно работать в контакте с водой и паром при рабочих температурах до 350 С; высокая величина восстанавливаемой деформации и большое количество циклов при термоциклировании (до десятков тысяч циклов).
Таблица 22.27
Некоторые свойства сплавов с ЭПФ системы Ni-Ti и сплавов на основе меди
Свойство |
Ni Ti* |
Cu Zn Al** |
Cu Al Ni*** |
Плотность, кг/м3 |
6,4 6,5 |
7,8 8,0 |
7,1 7,2 |
Электропроводность, 106 См/м |
1 1,5 |
8 13 |
7 9 |
Предел прочности, МПа |
800 1000 |
400 700 |
700 800 |
Относительное удлинение, % |
40 50 |
10 15 |
5 6 |
Максимальная Aн, С |
120 |
150 |
200 |
Обратимая деформация, % |
8 |
6 |
5 |
Максимально допустимый |
|
|
|
нагрев (короткое время), С |
400 |
160 |
300 |
*(50 ат.%Ni 50 ат.%Ti).
**[Cu (15–35)%Zn (6–8)5%Al].
***[Cu (13–14)%Al (3–4)%Ni]
627
Основу сплавов нитинол составляет промежуточная фаза NiTi (рис. 22.38), которая имеет кристаллическую структуру Ll0 (типа AuCu) и характеризуется наличием обратимого мартенситного превращения В2 ' В19 после предварительной пластической деформации при −180 °С на 2 % и превращения В2 ' R после пластической деформации при 80 °С на 7,3 %. Структуры типа В19 и R являются мартенситными.
Наиболее существенное влияние на температурные интервалы проявления ЭПФ и СУ сплавов нитинол оказывают:
1)химический состав (табл. 22.28 и 22.29);
2)фазовый состав, который существенно может изменяться в зависимости от режимов термической обработки (табл. 22.30);
3)структура и текстура сплавов, формирующиеся при деформировании.
На рис. 22.39 показано влияние деформации растяжением или сжатием на температурный интервал обратимого мартенситного превращения сплава нитинол. Из табл. 22.30 и рис. 22.39 видно, что соответствующим выбором термических и механических обработок можно в широких пределах регулировать температуры обратного мартенситного превращения сплавов с ЭПФ.
Рис. 22.38. Диаграмма состояния системы Ti−Ni
628
Таблица 22.28
Характеристические температуры превращения, °С, при непрерывном
охлаждении и нагреве сплавов нитинол
Состав, ат. % Ni |
|
Мн |
|
Мк |
Ан |
|
|
|
|
Ак |
|
||||||
50,0 |
|
|
65 |
|
|
40 |
|
0,5 |
|
|
|
|
105 |
|
|||
50,5 |
|
|
20 |
|
|
−5 |
25 |
|
|
|
|
55 |
|
||||
51,0 |
|
|
− |
|
−95 |
− |
|
|
|
|
− |
10 |
|
||||
|
|
|
|
65 |
|
|
30 |
|
|
|
|
|
|
|
|||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
Таблица 22.29 |
||||
Характеристические температуры превращения, °С, при непрерывном |
|||||||||||||||||
|
охлаждении и нагреве сплавов (TiNi)0,95Х0,05 |
|
|
|
|
|
|
|
|||||||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
Ак |
|
|
Х |
|
Мн |
|
|
|
Мк |
|
|
Ан |
|
|
|
|
||||
V |
> 25 |
|
|
|
< −140 |
|
< −64 |
|
|
|
> 25 |
|
|||||
Cr |
−100 |
|
|
|
< −180 |
|
< −54 |
|
|
|
> 25 |
|
|||||
Mn |
−116 |
|
|
|
< −180 |
|
< −63 |
|
|
|
> 10 |
|
|||||
Fe |
Не опред. |
|
|
< −180 |
|
−30 |
|
|
|
> 25 |
|
||||||
Co |
Не опред. |
|
Не опред. |
|
0 |
|
|
|
|
> 25 |
|
||||||
Cu |
> 25 |
|
|
|
< −100 |
|
− |
|
|
|
> 25 |
|
|||||
TiNi0,95 |
70 |
|
|
60 |
|
|
108 |
|
|
|
|
113 |
|
||||
TiNi |
60 |
|
|
52 |
|
|
71 |
|
|
|
|
77 |
|
||||
Ti0,95Ni |
|
−50 |
|
|
|
< −180 |
|
− |
|
|
|
(20) |
|
||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||||||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
Таблица 22.30 |
||||
Температуры начала и конца прямого и обратного мартенситного |
|||||||||||||||||
превращений, °С, в сплаве нитинол с добавками Fe и Co |
|
|
|
|
|||||||||||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|||||||
Состав, ат. % |
|
Обработка |
Мн |
Мк |
|
|
Ан |
|
|
Ак |
|
||||||
50Ti−50Ni |
|
|
|
Исходный |
10 |
|
0 |
|
25 |
|
|
35 |
|
||||
|
|
|
1000 °С, 14 ч |
0 |
|
−10 |
|
10 |
|
|
20 |
|
|||||
|
|
|
|
600 °С, 25 ч |
− |
−50 |
|
5 |
|
|
20 |
|
|||||
|
|
|
|
35 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|||||
44,8Ti−51,9Ni−3,3Fe |
|
Исходный |
−50 |
−135 |
|
(−196) |
|
|
−45 |
|
|||||||
|
|
|
1000 °С, 14 ч |
−45 |
−115 |
|
−80 |
|
|
−40 |
|
||||||
|
|
|
|
600 °С, 25 ч |
−50 |
−120 |
|
−60 |
|
|
−20 |
|
|||||
45,2Ti−51,3Ni−3,5Co |
|
Исходный |
0 |
|
−80 |
|
−60 |
|
|
5 |
|
||||||
|
|
|
1000 °С, 14 ч |
−50 |
−70 |
|
−70 |
|
|
−20 |
|
||||||
|
|
|
|
600 °С, 25 ч |
−35 |
−120 |
|
−80 |
|
|
−30 |
|
629
Рис. 22.39. Зависимость температуры начала (1, 3) и конца (2, 4) обратного мартенситного превращения
от степени обжатия при холодной прокатке (1, 2) и степени деформации при растяжении (3, 4)
22.6.3.Область применения материалов
сэффектом памяти формы
Материалы, обладающие термомеханической памятью, в настоящее время все чаще стали использоваться для выполнения функций, до сих пор вообще несвойственных металлам и сплавам. Свойство этих материалов восстанавливать форму после нагрева нашло применение в авиационной и космической технике, где с целью уменьшения массы деталей и геометрических размеров деталей используются разнообразные трансформирующиеся и самосрабатывающие конструкции: саморазворачивающиеся антенны, фермы, мачты, емкости и т.д.; устройства для регулирования расхода жидкости и газов (дроссели, сильфоны, клапаны); силовые приводы (расстыковка блоков, механизмы поворотов, замки, технологический инструмент разового действия); технологические процессы сборки разъемных и неразъемных соединений.
Их применение экономически выгодно благодаря тому, что они позволяют снизить массу аппарата в целом.
Из всех материалов с памятью формы наиболее широкое распространение получил никелид титана (Ti−55 % Ni), обладающий мартенситным превращением в интервале 40−50 °С. Из проволоки этого материала фирмой Goodyear Aerospace Corporation была из-
готовлена антенна космического аппарата, доставляемая на орбиту скрученной в маленький бурт. Эта антенна восстанавливала свою форму при нагреве под действием солнечных лучей. Изготовление
630