Металлы с памятью формы. Механизм эффекта памяти формы

Долгое время неупругую деформацию считали полностью необратимой. В начале 60-х годов XX в. был открыт обширный класс металлических материалов, у которых элементарный акт неупругой деформации осуществляется за счет структурного превращения. Такие материалы обладают обратимостью неупругой деформации. Явление самопроизвольного восстановления формы – эффект памяти формы (ЭПФ) – может наблюдаться как в изотермических условиях, так и при температурных изменениях. При теплосменах такие металлические материалы могут многократно обратимо деформироваться.

Способность к восстановлению деформации не может быть подавлена даже при высоком силовом воздействии. Уровень реактивных напряжений некоторых материалов с ЭПФ может составлять до 1000 – 1300 МПа.

Эффект памяти формы состоит в том, что образец, имеющий определенную форму в аустенитном состоянии при повышенной температуре, деформируют при более низкой температуре мартенситного превращения. После перегрева, сопровождающегося протеканием обратного превращения, исходная характерная форма восстанавливается. ЭПФ проявляется в сплавах, характеризующихся термоупругим мартенситным превращением, когерентностью решеток исходной аустенитной и мартенситной фаз, сравнительно небольшой величиной гистерезиса структурного превращения, а также малыми изменениями объема при превращениях.

В этих условиях при деформации образуются когерентные с исходной структурой двойниковые мартенситные кристаллы, а при отогреве и обратном превращении эти мартенситные кристаллы исчезают и плавно переходят в решетку исходной фазы. Обратимое движение когерентных межфазных границ при обратном превращении приводит к восстановлению первоначальной формы.

Схема влияния температуры на фазовый состав сплавов с обратимыми мартенситными превращениями приведена на рисунке 10.1

Рисунок 10.1 – Зависимость фазового состава сплава от температуры: а – широкий гистерезис; б – узкий гистерезис

При охлаждении материала из аустенитного состояния мартенсит начинает образовываться при некоторой температуре М_н. При дальнейшем охлаждении количество мартенситной фазы увеличивается, и полное превращение аустенита в мартенсит заканчивается при некоторой температуре М_к. Ниже этой температуры термодинамически устойчивой остается только мартенситная фаза.

При нагреве превращение мартенсита в аустенит начинается при некоторой температуре А_н и полностью заканчивается при температуре А_к. При полном термоциклировании получается гистерезисная петля. Ширина гистерезисной петли по температурной шкале А_к – М_н или А_н – М_к может быть различной для разных материалов: широкой или узкой (рисунок 10.1, а и б).

Кроме этих температур обычно рассматривают еще три характеристических температуры: Т_о – температура термодинамического равновесия; М_д – температура, ниже которой мартенсит может возникнуть не только вследствие понижения температуры, но и под действием механического напряжения; А_д – температура, выше которой аустенит может появиться не только под действием температуры, но и под действием механических напряжений. Расположение этих температур относительно петли гистерезиса оказывает влияние на поведение материала при термосиловом воздействии. В случае узкого гистерезиса (рисунок 10.1, б) температура Мд может оказаться выше температуры конца аустенитного превращения А_к, а при широком гистерезисе – ниже этой температуры (рисунок 10.1, а).

Тогда для материала с узким гистерезисом наведенный механомартенсит, т. е. мартенсит, образованный под действием внешней нагрузки при температуре ниже М_д (но выше А_к), будет термодинамически неустойчивым и при разгрузке он должен исчезнуть. На рисунке 10.1 превращение аустенит - мартенсит условно обозначено вертикальными стрелками. В таких материалах наблюдается эффект так называемой сверхупругости, очевидно связанный с этими явлениями.

В случае широкого гистерезиса наведенный механомартенсит будет термодинамически устойчивым и сохраняется при разгрузке. Деформации в этом случае исчезнут только после нагрева, т. е. после завершения превращения мартенсита в аустенит.

Из большого числа сплавов с ЭПФ наиболее перспективными для практического применения являются сплавы Ti – Ni эквиатомного состава (примерно 50 : 50 % (ат.)), обычно называемые никелидом титана или нитинолом. Реже используют более дешевые сплавы на основе меди Сu – А1 – Ni и Сu – Al – Zn.

Характеристические температуры превращений ряда двойных сплавов Ti – Ni с ЭПФ разного состава приведены в таблице 10.1 и на рисунке 10.2.

Рисунок 10.2 – Зависимость температур прямого и обратного мартенситного превращений от состава сплава Ti – Ni

Из таблицы 10.1 следует, что даже малые отклонения состава сплавов Ti – Ni от стехиометрического приводят к значительному изменению характеристических температур, как по величине, так и по знаку.

Таким образом, варьируя соотношение титана и никеля, можно существенно менять температуры фазовых переходов и влиять на ширину гистерезиса фазовой диаграммы. В разных сплавах с ЭПФ интервал температур фазовых переходов может находиться в пределах от 4,2 до 1300 К.

Температуры мартенситных превращений зависят от состава сплава. Легирование никелида титана железом, марганцем, хромом, ванадием, кобальтом приводит к снижению М_н и М_к вплоть до –196^оС, а введение Zr, Та, Nb – к их повышению (до +100°С). Медь и кремний в довольно широком интервале составов слабо влияют на температуры превращений.

РАЗДЕЛ 10.2