Роль сплавов с эффектом памяти формы в современном

Ж.М. Бледнова, М.А. Степаненко
Научно-образовательный курс
РОЛЬ СПЛАВОВ
С ЭФФЕКТОМ ПАМЯТИ ФОРМЫ
В СОВРЕМЕННОМ МАШИНОСТРОЕНИИ
Краснодар
2012
СОДЕРЖАНИЕ
РОЛЬ СПЛАВОВ С ЭПФ
В СОВРЕМЕННОМ МАШИНОСТРОЕНИИ»
1.
2.
3.
4.
5.
Предисловие ………………………………………………………...
Сплавы с ЭПФ как интеллектуальные материал …………………..
Термомеханические характеристики сплавов с ЭПФ………………
Механические свойств сплавов с ЭПФ………………………………
3.1. Диаграмма деформирования…………………………………
3.2. Механическая усталость ……………………………………...
3.3. Вязкость разрушения и рост усталостных трещин………….
3.4. Износостойкость……………………………………………….
3.5. Эрозионная стойкость ………………………………………..
3.6. Коррозионная стойкость и биосовместимость………………
Способы управления структурой и функционально-механическими
свойствами TiNi-сплавов с ЭПФ ……………………………………..
4.1. Влияние состава сплава на свойства…………………………
4.2. Термическая и термомеханическая обработка………………
4.3. Технологическое наследование ………………………………
Инженерные аспекты использования сплавов с ЭПФ в машиностроении: технологии, достижения и новые тенденции..........
Список использованных источников…………………………………
3
9
13
22
22
24
32
35
41
45
46
46
50
53
55
61
3
Сокращения
ИМ
ЭПФ
СПФ
МП
ОЭПФ
ТИМП
ТМП
РФП
РУТ
КИН
ТО
ТМО
ГИП
СВС
МЭМС
PVD
CVD
ТПМ
– интеллектуальные материалы;
– эффектом памяти формы;
– сплавы с памятью формы;
– мартенситные превращения;
– обратимый эффект памяти формы;
– температурный интервал мартенситных превращений;
– температура мартенситного превращения;
– ромбоэдрическое фазовое превращение
– распространение усталостной трещины;
– коэффициент интенсивности напряжений;
– термическая обработка;
– термомеханическая обработка;
– горячее изостатическое прессование;
– самораспространяющийся высокотемпературный синтез;
– микроэлектромеханические системы;
– физическое осаждение из паровой фазы;
– химическое осаждение из паровой фазы;
– термический перенос масс;
4
ПРЕДИСЛОВИЕ
В настоящее время одной из ключевых задач науки о материалах является создание новых конструкционных и функциональных материалов и технологий их получения, необходимых для обеспечения конкурентоспособности высокотехнологичных секторов экономики. В соответствии с государственной программой РФ «Развитие науки и технологий» на 2013-2020 годы и
Федеральной космической программы России на 2006-2015 годы, приоритетными направлениями является разработка интеллектуальных материалов, в
том числе с эффектом памяти формы, интерметаллидных, нанокристаллических и слоистых с повышенными эксплуатационными свойствами.
Исследования последних лет убедительно показали широкие возможности поверхностного модифицирования материалами с элементами «интеллектуальности», материалами с обратимой фазовой структурой, к числу которых относятся материалы с эффектом памяти формы (ЭПФ). Формирование поверхностных наноструктурированных слоев из материалов с ЭПФ,
обладающих, помимо высоких механических свойств, высокой демпфирующей способностью и особыми функциональными возможностями могут быть
эффективным способом повышения эксплуатационных свойств и ресурса изделий, в том числе машиностроительного назначения.
В течение 15 лет на кафедре «Динамика и прочность машин» Кубанского государственного технологического университета выполнена серия работ и сформировано новое научное направлении в инженерии поверхности
«Комплексные методы поверхностного модифицирования материалами с
ЭПФ с использованием нанотехнологий». Подробный анализ состояния исследований в предметной области приведен в работах: обзорной статье:
Н.П.Лякишев,
М.И. Алымов. Наноматериалы конструкционного назначе5
ния.- Российские нанотехнологии. 2006. - № 1-2. – С. 72-81.;
монографии:
Ж.М. Бледнова, Н.А. Махутов, М.И. Чаевский. Поверхностное модифицирование материалами с эффектом памяти формы. Краснодар. Издательский
дом-Юг, 2009. -354 с.; монограыии: Advances in nanotechnology. Zh. Blednova,
P.Rusinov. Formation of Nanostructured Blankets from Materials with Effect of
Memory of the Form (SMA) in the Conditions of a Plasma Dusting and their Optimisation for Maintenance of its Functional-mechanical Properties Volume 10.
р.р.61-109. Editors: Z Bartul and J. Trenor. Nova Science Publishers. New York
2012.
В настоящее время поверхностным наноструктурированием сплавов
на основе никелида титана, в основном для медицинских применений, интесивно занимаются в ряде научных центров нашей страны: лаборатории материаловедения сплавов с памятью формы института физики прочности и материаловедения СО РАН под руководством А.И. Лоткова; наноструктурированый никелид титана медицинского назначения получен в институте физики металлов УрО РАН под руководством В.Г. Пушина и др. центрах (Р.З. Валиев, С.Д.Прокошкин и др.) и ряде других организаций. Для формирования
наноструктурного состояния в основном используют метод интенсивной
пластической деформации, который применим для ограниченной номенклатуры изделий. Более универсальным методом наноструктурирования поверхностных слоев является поверхностное модифицирование в условиях высокоэнергетических воздействий. Исследования по поверхностному наноструктурированию никелида титана с использованием пучковых технологий проводятся в Томске под руководством А.И. Лоткова. По вопросу поверхностного модифицирования сталей материалами с ЭПФ для обеспечения функциональных свойств памяти и псевдоупругости информация очень ограничена,
хотя формирование поверхностных слоев из материалов с ЭПФ, выполняющих функции сплава с ЭПФ, экономически целесообразно.
Среди работ, посвященных разработке технологий получения массивных поверхностных слоев из материалов с ЭПФ, используемых в машино6
строении, следует отметить работу по формирования поверхностных слоев из
сплава с ЭПФ сваркой взрывом, выполненной в ВГТУ, (г. Волгоград) и работу по созданию биметалла «сталь-сплав TiNi», выполненную в творческом
содружестве СПГУ (г. Санкт-Петербург) и белорусских коллег ВГТУ (г. Витебск). В работе показано, что наилучшим сочетанием свойств
обладает
композит, в котором слой TiNi составляет 60-65% от общей толщины образца. В 2012 г.
Перспективность поверхностного модифицирования материалами с
ЭПФ очевидна, т.к. значительное число конструктивно-технологических решений с использованием поверхностного модифицирования, в т.ч. наноструктурирования, защищены патентами РФ (авторы имеют более 40 патентов
по этому направлению, один из которых ( патент № 2402628) приказом Роспатента № 80 от 22.06.2112 включен в списо100 лучших изобретений России),
что свидетельствует о приоритете в этой области. Разрабатываемые технологии поверхностного модифицирования получили положительную оценку ряда организаций: «Новомет-Пермь» г. Пермь; ОАО НПО «ЦНИИТМАШ», г
Москва; ИМАШ РАН г. Москва: РНИЦ «РОСЗАЩИТА» г. Коломна; ОАО
«САТУРН» г. Краснодар; ОАО «Новошип» Новороссийского морского пароходства г. Новороссийск; ОАО «НИИМонтаж», г. Краснодар.
Предлагаемый вниманию читателей научно-образовательный курс
«Роль сплавов с эффектом памяти формы в современном машиностроении)
представляет собой краткий анализ состояния исследований в Российской
Федерации и за рубежом о возможностях этих «интеллектуальных» материалов и имеет целью заинтересовать молодых исследователей в развитии этого
интересного направления в науке о материалах.
Предлагаемая работа не претендует на исчерпывающее обобщение результатов исследований по указанному направлению и авторы не задавались
целью охватить все вопросы этой обширной проблемы. Многие исследования, выполненные как отечественными, так и зарубежными исследователями
не отражены в обзоре, однако список литературы, приведенный в конце кни7
ги, дает возможность частично восполнить этот пробел. Вместе с тем авторы
надеются, что данные, приведенные в курсе, помогут исследователям обратить внимание на возможности использования материалов с ЭПФ в машиностроении и будет интересна аспирантам и студентам.
Работа выполнена при финансовой поддержке Министерства образо-
вания и науки РФ по проектам: 1.2.1/6702 (2009-2010), 1.2.1/9446-2011 и
ФЦП Научные и научно-педагогические кадры инновационной России» «Разработка новых принципов формирования поверхностных наноструктурированных слоев из материалов с эффектом памяти формы (ЭПФ) многокомпонентного состава в условиях высокоэнергетических воздействий; исследование закономерностей структуро-, фазообразования и особенностей и
функционально-механического поведения применительно к изделиям машиностроительного назначения» Соглашение № 14.В37.21.1657 (2012 г)
8
РОЛЬ СПЛАВОВ С ЭПФ
В СОВРЕМЕННОМ МАШИНОСТРОЕНИИ
1. Сплавы с ЭПФ как интеллектуальные материалы
В последние двадцать лет широкое распространение получают конструкционные материалы нового поколения, так называемые интеллектуальные материалы (ИМ). Общим признаком ИМ является наличие в них своих
собственных датчиков, исполнительных, вычислительных или управляющих
устройств, способных регистрировать внешние воздействия, обрабатывать
их и осуществлять контроль над ними в режиме реального времени. При этом
результирующим действием ИМ может быть либо самостоятельная перестройка своей структуры, либо передача данных для обработки в управляющий центр (ЭВМ). Управляющие устройства настраиваются и программируются с учетом требований к конструкции, условий ее эксплуатации и свойств
конструкционного материала, конструктивно-технологических факторов, дефектов микроструктуры и др. [1].
Хотя ИМ могут быть использованы в строительстве (высотные и устойчивые к землетрясениям здания) [2], в гидростроительстве (плотины), в конструкциях мостов [3], трубопроводов [4], морских судах, транспортных средствах [5], металлорежущих станках основные направления современных исследований касаются авиационно-космических приложений: при создании
перспективных самолетов, ракет, больших космических конструкций различного назначения [6], в результате чего происходит улучшение пилотажных
характеристик и снижение уровня шума и вибраций, а также осуществляется
полный мониторинг их состояния [7]. Создание таких конструкций подразумевает внедрение новых междисциплинарных структурных технологий,
включающих разработку материалов, испытание, анализ, проектирование,
производство и техническое обслуживание [8].
К числу интеллектуальных материалов относятся материалы с эффектом памяти формы (ЭПФ). Эффект памяти формы представляет собой вос9
становление формы конструктивного элемента, которую ему придали при
температуре фазового превращения, если этот элемент будет нагрет. При
этом восстанавливается пластическая деформация в пределах 6¸8 % (никелид титана, торговая марка нитинол). Если формоизменение деформированного материала при восстановлении формы ограничить, возникают напряжения величиной порядка 600¸700 МПа при пределе текучести этих сплавов
80 МПа. Именно эти деформации и усилия и используются при создании силовых электромеханических исполнительных механизмов из современных
ИМ.
Основными характеристиками ИМ на основе материалов с ЭПФ являются:
-
чувствительность – способность реагировать на изменения в температурном поле;
-
переключаемость – при достижении температуры фазового превращения осуществлять переключающие операции;
-
активация – способны создавать большие смещения (обратимая пластичность или псевдоупругость) и значительные активные/реактивные
напряжения;
-
адаптивность – основана на фазовых превращениях (мартенситного типа), проявляется в различного рода уникальных свойствах (самоорганизация, самозалечивание, самоконтроль и т.п.);
-
память и восстановление – форма и внутренняя структура могут запоминаться и многократно восстанавливаться;
-
энергоемкость и преобразование энергии – может запасаться значительное количество энергии и затем преобразовываться в механическую
энергию деформации;
-
демпфирование – большинство сплавов с ЭПФ имеют высокие демпфирующие свойства, обусловленные особенностями микроструктуры и фазовыми превращениями.
10
Среди интеллектуальных материалов сплавы с ЭПФ выделяются большой величиной энергии активации, а проявляемый ими эффект более чем на
порядок превышает эффекты других ИМ. Благодаря уникальным свойствам,
сплавы с ЭПФ нашли эффективное применение при производстве [9]:
- специализированных прессов статического нагружения;
- исполнительных силовых приводов (для аварийного выпуска шасси
самолета), а также для микророботов и манипуляторов;
- разворачивающихся антенн и мачт, технологической оснастки, силовых устройств типа съемников, домкратов, стяжек, форкопфов, труборезов, а
также ломателей для безвзрывного разрушения горной породы, фундаментов
и строительных конструкций;
- тепловых двигателей для преобразования геотермальной, солнечной и
низкокачественной тепловой энергии в механическую;
- съемников гребных винтов кораблей и специальных домкратов для тарированной затяжки болтов и шпилек большого диаметра при монтаже и ремонте турбин, атомных и химических реакторов, металлургического оборудования и других уникальных сооружений;
- автоматических датчиков, клапанов, переключателей, предохранителей, регуляторов, работающих по температуре, и нашедших применение при
производстве оборудования для нефтяной и газовой промышленности, кондиционеров, холодильников, сушильных шкафов, автомобильных термостатов, противопожарных систем, а также в сельском хозяйстве для управления
открытием стенок теплиц и т.п.;
- фильтров для улавливания тромбов и сгустков крови, сосудистых эндопротезов, мышц искусственного сердца, катеторов для лечения атеросклероза, стержней Харрингтона для исправления искривления позвоночника, искусственных суставов, внутрикостных шпилек и заклепок, скоб для соединения костей, протезов для исправления положения зубов, микронасосов для
искусственных органов, например, в миниатюрных системах искусственной
11
почки для подачи жидких лекарственных препаратов и другой медицинской
техники;
- соединительных элементов различных конструкций и назначения –
специальных заклепок, заглушек, уплотнений, соединений волноводов, антенно-фидерных и оптико-волоконных систем, проводов кабелей (например,
штекер типа «Криокон», выпускаемый в массовом количестве), специальные
разъемы плат и электронных приборов (в частности, для блоков датчиков
инерционной системы наведения ракет «Трайдент» было изготовлено 60 тысяч разъемов);
- высокогерметичных простых и комбинированных, стационарных и ремонтных, разъемных и неразъемных соединений трубопроводов различного
назначения типа труба в трубе, бруба-бак, труба через бак, штуцер-корпус,
корпус-ниппель, тройник и другие, в том числе при сборке труб из разнородных, практически любых материалов, в труднодоступных местах, в полевых условиях, даже без слива рабочей жидкости.
Термомеханические соединения трубопроводов являются традиционной и наиболее отработанной в производственном отношении сферой применения сплавов с ЭПФ. Высокие эксплуатационные характеристики и широкие технологические возможности обусловили массовое использование
этих соединений в судостроении, атомной и авиакосмической технике.
Так, за последние 20 лет фирмы «Райхэм» и «Грумман Аэроспейс» поставили около миллиона термомеханических муфт для сборки соединений
трубопроводов боевых самолетов США типа Ф-16 и Б-52. Гидрогазовые
коммуникации силовых ядерных установок более ста надводных и подводных кораблей ВМФ США и Великобритании смонтированы с применением
муфт типа «Крайофит».
Причем качество этих соединений таково, что за
весь срок эксплуатации не наблюдалось ни одного отказа или потери герметичности на магистралях с давлением до 420 атм. Широкая номенклатура
муфт позволяет использовать их при ремонте морских подводных трубопроводов диаметром до 150 мм на глубине до 1 км. Накоплен определенный
12
опыт эксплуатации термомеханических соединений и в отечественной авиакосмической технике (Салют-7, Ту-204).
Однако, несмотря на столь широкие возможности сплавов с ЭПФ, они
имеют существенные недостатки, которые не позволяют им получить широкое внедрение в промышленность. На сегодняшний день их применение ограничивается лишь отдельными нишами рынка. Это связано с решением как
фундаментальных, так и прикладных задач: получения и обработки высококачественных и недорогих материалов; точного прогнозирования и моделирования их поведения; оптимального проектирования; управления микроструктурой и температурами фазовых превращений; четкого понимания эффектов гистерезиса, фазовой нестабильности, старения, деградации и усталости этих сплавов [10]. Для компенсации этих недостатков необходимо создание новых экономичных технологий обработки поверхности и нанесения покрытий из сплавов с ЭПФ. Кроме того, синергетический эффект при использовании покрытий дает возможность объединять свойства двух и более материалов (материала основы и покрытия из сплавов с ЭПФ) с получением композитов, обладающих характеристиками, которые не могут быть получены
при использовании одного материала.
2. Термомеханические характеристики сплавов с ЭПФ
В основе эффекта памяти формы в сплавах лежат термоупругие бездиффузионные мартенситные превращения (МП). Этот эффект не является
единственным нетривиальным явлением, которым обладают эти сплавы
(рис.1). Наибольший практический интерес помимо ЭПФ представляет также
явление псевдоупругости, при котором пластическая деформация, достигающая десятков процентов, восстанавливается после снятия нагрузки [11].
Неизбежной реакцией твердого тела на воздействие механического напряжения (σ) и/или температуры (Т) является его деформация (ε). Конкретные особенности деформации, то есть вид функции ε(σ,Т), зависят от многих причин,
но в первую очередь от поведения кристаллической решетки под влиянием σ
13
и Т. Кроме упругой деформации можно выделить три основные реакции решетки на воздействие σ и Т и, соответственно, три разных способа деформации твердого тела. Это скольжение, двойникование и мартенситное превращение. Каждый способ деформации обеспечивает свои особенности деформационного поведения твердого тела и осуществляется своими механизмами.
Рис.1. Эффекты, проявляемые сплавами с термоупругими мартенситными
превращениями:
1 – однократный ЭПФ,
2–многократнообратимый
ЭПФ,
3 – псевдоупругость,
4 – псевдотермичность,
5 – резиноподобный
эффект,
6 – генерация-релаксация
реактивных напряжений,
7 – тренировка сплава
Закономерности и механизмы упругой деформации и деформации
скольжением, обеспечивающие упругость и пластичность металлов и сплавов
хорошо известны. Закономерности и механизмы деформации при двойниковании и МП существенно другие. Характерной особенностью двойникования
и МП является кооперативность движения атомов, при котором возможно
сохранение их соседства несмотря на значительную (до 10¸20%) деформацию решетки и локальных областей. Такая возможность частично или в полной мере реализуется при упругом двойниковании и термоупругом МП [12].
Благодаря этому обстоятельству деформация, сопровождающая оба процесса,
хотя и с гистерезисом, но обратима и получила название неупругой. Очевидно, что неупругое поведение материалов при МП является более общим, чем
неупругость двойниковой природы, т.е мартенситная неупругость наиболее
14
полно представляет третий (после упругости и пластичности) основной вид
деформационного поведения сплавов [13].
Стремление к минимуму упругой энергии определяет внутреннюю
структуру и взаимное расположение мартенситных кристаллов. Новая фаза
образуется в форме тонких пластинок, определенным образом ориентированных относительно кристаллографических осей. Пластины, как правило, не
являются монокристаллами, а представляют собой пакеты плоскопараллельных доменов – областей новой фазы, различающихся ориентацией кристаллической решетки (между собой домены находятся в двойниковом отношении). Интерференция полей напряжений от различных доменов приводит к
их частичному уничтожению. Дальнейшее уменьшение упругих полей достигается за счет формирования ансамблей из закономерно расположенных пластин. Таким образом, в результате МП возникает самоорганизованная поликристаллическая фаза со своеобразным иерархическим порядком (ансамбли –
пластины – домены) в расположении структурных составляющих. Деформирование материала с такой структурой происходит в основном за счет смещения доменных границ (псевдоупругость). При нагреве происходит обратное превращение мартенситной фазы в исходную, и тело восстанавливает
первоначальную форму, которую оно имело до МП (эффект памяти формы).
В табл. 1 приведены основные типы металлических систем, в которых
проявляется ЭПФ с указанием диапазона температур превращения и величин
температурного гистерезиса, а в табл. 2 сравнительные данные по физическим, механическим и функциональным свойствам материалов с ЭПФ.
Соотношение высокотемпературной фазы (при низком напряжении) –
аустенита, и низкотемпературной (при высоком напряжении) – мартенсита,
зависит от температуры, состояния и силового воздействия. Получение между ними прямых и однозначных зависимостей является сложной материаловедческой задачей. Основной трудностью является исследование и описание
их поведения - все сплавы с ЭПФ проявляют сложное трехмерное термоме15
ханическое поведение с гистерезисом, определяемое большим количеством
параметров (рис. 2). Для осуществления повторного «воспроизведения» эффекта и перехода в деформированное состояние необходимо приложение
внешних напряжений.
Таблица 1. Сплавы с эффектом памяти формы [14]
Сплав
Ag-Cd
Au-Cd
Cu-Al-Ni
Cu-Sn
Cu-Zn
CuZn-X (X=Si, Sn,
Al)
In-Ti
Ni-Al
Ni-Ti (нитинол)
TiNi-Fe
TiNi-Cu
TiNi-Nb
TiNi-Au
TiNi-Pd, Pt
Fe-Pt
Mn-Cu
Fe-Mn-Si
Концентрации
элементов в сплаве
44/49 ат. % Cd
46.5/50 ат. % Cd
14/14.5 в. % Al,
3/4.5 в. % Ni
»15 ат. % Sn
38.5/41.5 в. % Zn
Температурный диапазон превращения, °С
-190 ¸ -50
30 ¸ 100
Гистерезис,
°С
»15
»15
-140 ¸ 100
»35
-120 ¸ 30
-180 ¸ -10
»10
неск. в. % Х
-180 ¸ 200
¸10
18/23 ат. % Ti
36/38 ат. % Al
49/51 ат. % Ni
3 ат.%Fe
»8-20 ат. % Cu
»9-15 ат. % Nb
50 ат. % Ni+Au
50 ат. % Ni+550ат.%
»25 ат. % Pt
5/35 ат. % Cu
32 в. % Mn, 6 в. %
Si
60 ¸ 100
-180 ¸ 100
-200 ¸ 110
-180 ¸ 100
-150 ¸ 100
-200 ¸ 50
20 ¸ 610
-200 ¸ 700
»4
»10
»30
»10
»50¸4
»66-125
»30¸ 100
» -130
-250 ¸ 180
»4
»25
-200 ¸ 150
»100
Несомненно, наибольший практический интерес представляет многократная обратимость деформации только за счет температуры и в отсутствие
необходимости приложения внешних усилий для формоизменения. Поэтому
среди эффектов мартенситной неупругости особое место занимает эффект
обратимой памяти формы (ОЭПФ), заключающийся в способности образца
в отсутствии приложенного напряжения при охлаждении накапливать, а при
нагреве возвращать сравнительно большие деформации (до 5-8%) [18]. Различают ОЭПФ мартенситного и аустенитного типов. Причиной такого поведения служат ориентированные внутренние напряжения, возникающие в результа16
те несовместных пластических деформаций кристаллов [18,19]. При охлаждении
внутренние напряжения оказывают ориентирующее действие на рост мартенсита
Таблица 2. Основные характеристики Ti-Ni и других материалов с ЭПФ [15-
Механические
Физические
17]
Свойства
Температура плавления, ◦C
Плотность, г/см3
Теплопроводность20◦C
Коэффициент температур.расширения
Коррозионная стойкость
стали с ЭПФ
Ti-Ni
1300
6,5
8,6(М);18(А)
6,6(М);11(А)
высокая
высокая
Биосовместимость
Предел прочности, МПа
Удлинение при разрыве, %
хорошая
до 1600
30
высокая
800-1100
15,5-20 (А)
40-50 (М)
50-300 (М)
100-800 (А)
28 (М)
75-80 (А)
350
Предел текучести, МПа
Модуль Юнга, ГПа
Функциональные
Усталостная прочность, МПа
(N=106)
Размер зерна, мкм
Мехобработка
ТИМП, ◦C
Гистерезис, ◦C
Обратимая деформация 1-го
ЭПФ, %
N<100
N<10000
N<1000000
многократного ЭПФ, %
Демпфирование,% SDC
Псевдоупругая деформация, %
монокристалла
поликристалла
Макс. реактивные напряжения,
МПа
Производительность, Дж/г
Себестоимость
до 1100
200
Cu-Zn-Al
950-1020
7,8-8,0
84 - 120(А)
17(А)1618(М)
удовл. (Al,
бр.)
низкая
400-800
10-15 (М)
150-300 (М)
150-350 (А)
70 (М)
70-100 (А)
270
3
20-100
удовлетв.
-100 ÷ +200
20-30
8
6
2
0,5
4-5
50-150
плохая
-200 ÷ +120
5-20
5
1
0,8
0,5
2-4
-
15-20
30-85
10
4-10
600-900
10
2
500-700
1-4
высокая
1
средняя
хорошая
низкая
и соответствующее изменение деформации. Сами внутренние напряжения при
этом релаксируют. При нагреве деформация возвращается, а внутренние напряжения восстанавливаются. Механизм проявления многократно обратимой памя17
ти формы требует обязательной тренировки, состоящей из ряда повторяющихся
циклов охлаждение→деформирование→нагрев с деформацией порядка 10-15%.
Иногда эта процедура производится при использовании постоянной внешней нагрузки, но всегда за счет введения дефектов, являющихся причиной направленного формирования ориентированного мартенсита при охлаждении. Поэтому, с
точки зрения технологии, получение ОЭПФ подразумевает дорогостоящую процедуру тренировки, а также необходимость четкого контроля стабильности и деградации эффектов.
С практической точки зрения интерес представляют следующие функциональные свойства СПФ: обратимая деформация εr (в сплавах на основе никелида
титана исходная решетка В2-аустенита превращается в моноклинную решетку
В19΄-мартенсита, при этом максимальная линейная деформация может достигать
11%); температурный интервал восстановления формы (характеристические
температуры формовосстановления); реактивные напряжения σсr, генерируемые
в условиях восстановления формы в ходе нагрева при внешнем механическом
противодействии.
Рис. 2. 3D-диаграмма основных термомеханических свойств сплавов с ЭПФ
В основе механизма восстановления формы лежит обратное движение когерентных (межфазных, межкристальных и междвойниковых) границ. Поэтому для
понимания сущности процесса восстановления формы и температурных условий
ее реализации необходимым является полное представление о структурных меха18
низмах предшествующей (наводящей ЭПФ) деформации и температурных условиях [15,16,20].
По достижении обычных пределов текучести аустенита s ТА и мартенсита
s ТМ (рис. 3) при данной температуре начинается обычная пластическая де-
формация по механизму дислокационного скольжения. В точке МS начинается МП при охлаждении в отсутствии напряжений; в точке Мf оно заканчивается и формируется структура мартенсита охлаждения. Точки АS и Аf соответствуют началу и концу обратного превращения мартенсита в аустенит при
нагреве. При деформации в характерных температурных областях происходят следующие процессы (без учета нормальной упругой деформации):
1) М Ss >Td >MS. Образуется мартенсит напряжения. Напряжение начала
A
его образования s ТФ
- фазовый предел текучести. Температурная область обA
сравнивается с s ТА . Поразования мартенсита ограничена М Ss , в которой s ТФ
A
сле достижения напряжения s ТФ
, будет происходить упругая, а затем обыч-
ная пластическая деформация мартенсита;
2) Md >Td> М Ss . Формируется мартенсит деформации. Выше Md образование мартенсита невозможно;
3) Td < Mf. Присутствует только мартенсит охлаждения. При внешнем
воздействии способен переориентироваться при достижении напряжения
s сrМ ниже обычного предела текучести мартенсита s ТМ . Далее происходит уп-
ругая, а затем обычная пластическая деформация мартенсита;
4) MS > Td> Mf. При охлаждении в интервале MS - Mf может образоваться
как ориентированный мартенсит напряжения в остаточном аустените, так и
переориентированный мартенсит охлаждения;
19
Рис. 3. Функциональные свойства
сплавов с ЭПФ (TiNi): характеристические температуры МП и критические напряжения
5) АS>Td>MS. Образуется ориентированный мартенсит напряжений. При
нагреве в интервале АS - Аf произойдет обратное МП ориентированного мартенсита напряжений;
6) М Ss >T d>Аf. Псевдоупругость (сверхупругость). В случае такой же деформации в области Аf >Td>АS или Md >Td> М Ss сверхупругость реализуется частично;
7) T d< Mf , то возможны два случая. Если s сrМ при температуре деформации ниже определенного критического напряжения σс, то при разгрузке после деформации восстановления формы не произойдет. Если s сrМ при температуре деформации ниже Mf окажется выше σс, то будет проявляться сверхупругость за счет обратной переориентации деформированного мартенсита
охлаждения;
8) MS > Td> Mf. Комбинация эффектов, наблюдаемых в результате деформации при температурах, прилегающих с обеих сторон к этому интервалу.
Определяющими структурными механизмами обратимой деформации,
обеспечивающими проявление памяти формы, являются [15,16,20]: движение
когерентной границы мартенсита с аустенитом или мартенситом другого типа; движение границ существующих двойников превращения и границы между кристаллами мартенсита; деформационное двойникование мартенсита;
образование кристаллов мартенсита новых ориентационных вариантов.
Формовосстановление может реализовываться довольно интенсивно, с
большими величинами реактивных напряжений: у сплавов TiNi их значение
20
приближается к 600-800 МПа [21], в сплаве Ti-Ni-Hf - до 1300 МПа [15]. Процесс генерации-релаксации реактивных напряжений тесно связан с закономерностями обратимого МП и может происходить по двум схемам: после изотермического деформирования в мартенситном либо аустенитном состоянии, либо
после реализации пластичности превращения или термоциклировании под напряжением через ТИМП. Характерная особенность реактивного напряжения
заключается в воспроизводимости практически неограниченное число раз гистерезисной зависимости напряжения от температуры при повторных нагревах и
охлаждениях [22]. При абсолютно жестком противодействии в материале генерируются усилия, определяемые степенью пластической деформации и механическими свойствами. При конечной жесткости одновременно происходят и генерация напряжения и возврат деформации [15]. Генерируемые максимальные
реактивные усилия тем выше, чем больше жесткость противодействия, «запрещенная» деформация и сопротивление сплава пластической деформации [8].
Важнейшая проблема, связанная с эффектом генерации реактивного
усилия, сводится к вопросу о релаксации напряжения в изотермических условиях. В настоящее время установлено, что ниже определенной температуры реактивное напряжение даже при максимальном его значении релаксирует очень медленно. Характер релаксации напряжения в TiNi при комнатной
температуре (»Аf) показан на рис.4. В равной степени эффективность проявления функциональных свойств определяется как параметрами МП, так и механическими свойствами сплава с ЭПФ.
Рис. 4. Зависимость напряжения от времени для сплава Ti50%Ni (ат.) после растяжения
на 6,5% при 295К [15]
21
Исследования в области сплавов с ЭПФ нашли отражение в работах
отечественных (В.Г. Курдюмова и Л.Г Хандроса [12], И.И. Корнилова [23],
В.А. Лихачева
[15,21],
В.Н. Хачина
[18],
В.С.
Бойко
Е.З. Винтайкина[25], Ю.К. Конверистого [26,27], В.Э. Гюнтера [28],
[24],
А.Е
Волкова [29], В.Г. Пушина [30], С.Д. Прокошкина [30,31], М.А. Хусаинова
[32,33] и др.) и ряда зарубежных ученых (С.М. Веймана и К. Шимидзу [34],
Л. Делэя [35], К. Ооцуки [16], Т.В. Дьюрига [36] и др.). Вопросы ЭПФ регулярно
рассматриваются
на
международных
конференциях
ICOMAT,
ESOMAT, SMST, ICAST «Актуальные проблемы прочности» и др.
3. Механические свойств сплавов с ЭПФ
Сплавы с ЭПФ обладают не только уникальными функциональными свойствами, но и имеют также высокие эксплуатационные свойства, в частности,
работая в условиях механической усталости, износа, эрозии.
Ниже рассмотрены особенности диаграмм деформирования, характеристики механической усталости, вязкости разрушения и роста усталостных
трещин, износостойкости и эрозионной стойкости сплавов с ЭПФ, в основном на примере получившего наиболее широкое распространение сплава с
ЭПФ системы Ti-Ni эквиатомного состава, который помимо уникальных характеристик памяти формы и псевдоупругости обладает также высокими характеристиками коррозионной стойкости и демпфирования колебаний, что
обусловило его использование в различных областях техники и привлекло
внимание многочисленных исследователей.
3.1. Диаграммы деформирования
Типичный вид диаграмм деформирования никелида титана при одноосном растяжении в зависимости от температур фазовых превращений представлен на рис. 5,а. В приведенных данных, полученных Р.О. Ритчи с сотр.
[37], никелид титана имеет следующие характеристические температуры
22
Ms=23 °C, Mf=-55 °C, As=13 °C, Af=31 °C, Md=80 °С. Псевдоупругое поведение сплава представлено отдельно на рис. 1.5,б. Испытания в этом случае
проводились при 37 °С, деформация образцов составляла 4,5 %. Фазовый
предел текучести, связанный с образованием мартенситной фазы, составляет
407 МПа. Процесс превращения происходит по всей площадке текучести с
постепенным ростом объемной доли мартенситной фазы, вплоть до деформации 4,5 %, при которой образец разгружают. При напряжении ~200 МПа
начинается процесс обратного превращения, отмечающийся второй площадкой текучести на диаграмме деформирования. Полная разгрузка образца приводит к отсутствию остаточных напряжений, поэтому такое поведение является геометрически обратимым и называется псевдоупругостью.
Рис.5. Влияние температур фазовых
превращений на кривые деформирования
никелида титана (а), псевдоупругое поведение сплава (б) [37]; деградация свойств
псевдоупругости сплавов с ЭПФ (в):
1 – МП при первоначальном нагружении,
2 – нагружение до sв , 3 – отсутствие обратного МП при разгрузке, 4 – отсутствие прямого МП при вторичном нагужении [38]
в)
23
Полная кривая деформации псевдоупругого сплава показана на рис. 5,а
(кривая 3). Сплав имеет модуль упругости 62 ГПа, критическое напряжение
начала мартенситного превращения 407 МПа, превращение завершается при
достижении деформации 4,7 %, после чего деформирование образца происходит с меньшим модулем упругости, составляющим 22 ГПа. Далее на уровне 1058 МПа достигается второй предел текучести s0,2, соответствующий
суммарной деформации образца 8,2 %. Деформация разрушения составляет
21,3 % (база тензодатчика 25,4 мм).
Деформация сплавов с ЭПФ, соответствующая (4) температурному
диапазону (Td>Md) не сопровождается фазовым пределом текучести (рис.5,а
кривая 4). Образец на протяжении всех испытаний находится в аустенитном
состоянии (Td=120 °C), модуль упругости составляет 74 МПа, предел пропорциональности s0,2=715 МПа, последующее нагружение происходит со
значительным деформационным упрочнением, наблюдающимся вплоть до
разрушения образца при e=11,0 %.
Деформирование
сплава
при
температуре
-65 °С
(мартенсит
охлаждения) сопровождается переориентацией мартенситных пластин при
очень низких напряжениях, менее 50 МПа (рис.5). Этот процесс завершается
при деформации e≈5 %, после чего картина деформирования аналогична
случаю
псевдоупругого
сплава.
При
деформировании
стабильного
мартенсита охлаждения (Td=-196 °C<<Mf) также наблюдается подобная
картина (рис.5), за исключением того, что для переориентации мартенситных
пластин требуются большие напряжения, порядка 300 МПа. Пластическая
деформация выше фазового предела текучести стабилизирует мартенситную
фазу, что вызывает деградацию свойств псевдоупругости сплавов с ЭПФ
(рис. 5,в).
3.2. Механическая усталость
24
Вид кривых деформирования для сплавов с мартенситными превращениями (МП) существенным образом определяется возможностью активации
недислокационных каналов деформации. Способность таких материалов деформироваться при определенных условиях, главным образом за счет развития МП и двойникования, отражается и на особенностях их поведения в условиях механического циклирования (усталости) (рис. 6) [39].
Если предположить, что процесс деформации за счет фазовой перестройки структуры не сопровождается дислокационно-диффузионным формоизменением, то микроскопическая и, следовательно, макроскопическая
обратимость деформации будет означать полное восстановление структурного состояния. По такой логике циклически повторяемое нагружение не должно вызывать повреждение материала. Действительно, известно большое число экспериментальных данных, подтверждающих чрезвычайно высокие усталостные свойства сплавов с ЭПФ.
Первым обнаружил уникальные свойства усталостной долговечности
сплавов с ЭПФ (сплав Cu-Al-Ni) В.А. Рейчингер [40], показавший, что в условиях плоского изгиба с амплитудой деформации ±2 % долговечность сплава составила 53000 циклов. Это примерно на три порядка превышает долговечность меди при сопоставимых условиях. В таких условиях нагружения
большинство конструкционных материалов не проработало бы и 50 циклов.
Рис. 6. Диаграмма
деформирования
сплавов NiTi (a) и
NiAl (б) при растяжении-сжатии [39]
а)
б)
25
Для
сплава
нитинол
усталостные
испытания
впервые
провели
В.Д. Бюхлер и Ф.В. Вэнг [41] показавшие, что предел выносливости этого
сплава почти в четыре раза превышает его предел текучести, сплав выдерживает 103 циклов при амплитуде деформации 10 %, в то время как для металлов с дислокационной пластичностью тот же уровень долговечности достигается при амплитудах деформации около 1 %. Впоследствии были проведены многочисленные исследования усталостной долговечности сплавов с
ЭПФ. Обзор большинства этих работ приводят К.Е. Вилкис и П.К. Лиау [42].
Обобщая их результаты, отметим, что температуры фазовых превращений
следующим образом влияют на механизмы накопления повреждений при механической усталости сплавов с ЭПФ:
(1) Td<Mf: в этом случае происходит постепенное накопление повреждений по границам пластин термического мартенсита, хаотически направленных по отношению друг к другу;
(2) Ms<Td<As: после первого цикла нагружения происходит образование
мартенсита напряжения, остающегося стабильным в течение всех испытаний.
При этом преимущественно формируются те мартенситные пластины, которые приводят к наибольшей деформации в направлении прикладываемых напряжений. При обратном мартенситном превращении переориентация этих
пластин приводит к меньшей повреждаемости структуры (плотности дефектов), чем в случае переориентации пластин мартенсита охлаждения, ориентированных хаотически;
(3) Af<Td<Md: нестабильный мартенсит напряжения превращается в исходную фазу сразу после снятия прикладываемых напряжений. Для его образования требуются напряжения более высокого уровня и поэтому процесс
превращения преимущественно проходит вблизи концентраторов напряжений (трип-эффект). При изменении поля напряжений вблизи концентратора
происходит либо согласованная переориентация пластин мартенсита напряжения, либо обратное превращение и зарождение мартенсита в новом месте.
Структура тем самым подстраивается (адаптируется) под внешнее воздейст26
вие, предотвращая зарождение трещин. Усталостная прочность сплавов с
ЭПФ зависит следующим образом от температурных режимов испытаний
(табл. 3).
Результаты усталостных испытаний сплава К.Н. Мелтона и О. Мерсье в
виде нормализованных кривых усталости представлены на рис.7. Наибольшая усталостная прочность наблюдалась у образцов, находившихся в аустенитном состоянии (4).
Таблица 3. Зависимость характеристик прочности никелида титана от температуры Ms
Ms, °C
Диапазон
sв, МПа
+ 70
+ 10
- 30
- 150
(1)
(2)
(3)
(4)
600/700
600/700
500/700
770
а)
s-1 на базе 107 циклов, s-1/sв
МПа
180
0,2
250
0,4
400
0,7
480
0,7
Источник
[41]
[60]
б)
Рис.7. Кривые усталости сплава TiNi при растяжении-сжатии в зависимости от температур фазовых превращений [43] –(а); кривые в координатах De-N сплава TiNi различного фазового состава [44]
Величина показателя степени амплитуды деформации при циклическом нагружении β в соотношения Мэнсона-Коффина (наклон кривых на
рис. 7,б) практически не зависит от температур фазовых превращений и на27
ходится в диапазоне от 0,16 до 0,22. Амплитуда полной деформации разрушения этих сплавов на базе N=103 циклов составляет 4 % ¸ 12 %, что очень
существенно, так как для большинства металлов эта величина составляет
около 1 % на базе N=103 циклов [45]. При одинаковом числе циклов до разрушения, наименьшую амплитуду полной деформаций De имеют образцы,
находящиеся в стабильном аустенитном состоянии (4), а наибольшую – в нестабильном мартенситном (2), промежуточные значения имеют образцы,
структурное состояние которых соответствует (1) и (2) температурным режимам деформирования.
Кривые усталости в координатах амплитуды полной пластической деформации Δεp, определяемой по ширине петли механического гистерезиса, число циклов, представлены на рис. 8,а. Величина коэффициента β кривых
усталости сплавов в (1) и (2) структурном состоянии намного меньше, чем у
большинства обычных конструкционных сплавов, для которых β принимает
значения от 0,5 до 0,7 [45]. Для сплава в аустенитном состоянии (4) величина
b составляет 0,43, что говорит о том, что он ведет себя как обычный металл.
Рис. 8. Зависимость пластической деформации от числа циклов до разрушения (а) и зависимость псевдоупругой деформации от амплитуды полной
деформации (б) сплава TiNi различного фазового состава [44]
Амплитуда полной деформации (Δε) материалов с памятью формы может рассматриваться, как суперпозиция упругой деформации (Δεe), пластиче28
ской деформации (Δεp) и псевдоупругой деформации (Δεps.e.). На рис. 8,б
представлена зависимость Δεps.e от Δε для сплавов в различном структурном
состоянии.
Деформация никелида титана, имеющего (3) структурное состояние
(рис.8,б), приводит к образованию мартенсита напряжения. Бóльшая часть
деформации восстанавливается при разгрузке, вследствие обратного (ε→γ)
превращения. Для этого сплава, на рис.1.8,б показано, что значение Δεps.e. находится в пределах 5¸10% и составляет 50¸85% полной деформации. На рисунке 8,б этот вид деформации обозначен, как превращение, так как оно происходит вследствие наведенного превращения аустенита в мартенсит. Образец, испытываемый во (2) температурном режиме, так же находился изначально в аустенитном состоянии, однако, для этого сплава образование мартенсита напряжения происходило при первом цикле нагружения, а при последующей разгрузке обратного МП не наблюдалось. Результатом было относительно малое значение проявляемой псевдоупругости. Наведенные пластинки мартенсита были в этом случае более подвижными, что замедляло
процесс дефектообразования и, как следствие, привело к повышению циклической долговечности, что показано на рис.7.
Пластинки термически сформированного мартенсита сплавов, находящихся в (1) структурном состоянии, до деформирования ориентированы хаотично и при нагружении их переориентация вдоль направления деформирования приводит к существенному структурному дефектообразованию, что
заметно снижает усталостную долговечность таких сплавов.
Очень важной характеристикой механических свойств сплавов с ЭПФ
является высокая степень циклического деформационного упрочнения, которая также зависит от температур фазовых превращений. Разница между монотонной и циклической кривой в координатах напряжение-деформация для
никелида титана, находящегося в стабильном аустенитном состоянии показывает, что сплав проявляет высокую степень циклического упрочнения
(рис.9), проявляющуюся также в форме петель механического гистерезиса
29
(рис.10). Так, например, для аустенитно-стабильного сплава при амплитуде
деформаций 0,6 % после 2500 циклов петля гистерезиса полностью захлопывается (рис.1.10,б), а циклическая долговечность в этом случае составляет
~105 циклов. Высокая усталостная долговечность TiNi приводит к значительному превосходству этого сплава над обычными сталями в области выше 103
циклов. Деформация, требуемая для разрушения нитинола на базе 107 циклов, в три раза больше деформации, требуемой для разрушения стали на такой же базе долговечности [46].
Рис.9. Монотонная (1) и циклическая (2) кривые в координатах напряжение-деформация для сплава
никелида титана (Td>Md) [46]
Рис. 10. Петли механического гистерезиса никелида титана в мартенситном
(а) и аустенитном (б) состоянии. Цифры у петель – число циклов нагружения
[41,46]
Ж.Л. Мак-Никольс с сотр. [47], проведя серию усталостных испытаний
при кручении спиралей из TiNi, установили, что, несмотря на различие спо30
собов нагружения, полученные ими результаты полностью сходятся с результатами К.Н. Мелтона и О. Мерсье в диапазоне линеаризованной логарифмической кривой деформация-долговечность от 103 до 2´105 циклов.
Х. Тобуши с сотр. [48,49] провели усталостные испытания (изгиб с
вращением) проволоки из никелида титана. Ранее, среди подобных испытаний, C. Миядзаки и К. Ооцука [50] показали, что в определенных условиях
никелид титана проявляет два вида превращений: мартенситное превращение (МП) и ромбоэдрическое фазовое превращение (РФП, называемое Rфазой). Кривые усталости в координатах долговечность-деформация были
получены при температурах, соответствующих существованию псевдоупругой и аустенитной структур. На кривых отмечаются переломы, приблизительно при амплитудах деформаций, равных 0,5¸1,0 % и числе циклов
104¸105. Величина наклона кривой на восходящем участке в логарифмическом масштабе (коэффициент β) составляет 0,24, что удовлетворительно соотносится со значением 0,216, полученным К.Н. Мелтона и О. Мерсье [44]
для TiNi в псевдоупругом состоянии. Кривые усталости в области низких величин деформаций (~1 %) соответствуют РФП, а области высоких величин
деформаций (~9 %) – МП. Этот факт позволяет предположить, что конструкции из сплавов с эффектом памяти, основанном на РФП, могут иметь высокую долговечность, но в то же время они не способны развивать значительных реактивных напряжений и деформаций восстановления формы.
Х. Тобуши с сотр. также провели серию испытаний по исследованию
влияния частоты нагружения в диапазоне от 8,3 Гц до 83 Гц на воздухе и в
воде. Опыты на воздухе показали снижение усталостной долговечности с
ростом частоты нагружения, в воде такой тенденции отмечено не было. Снижение долговечности в опытах на воздухе объясняется температурным эффектом разогрева образца с ростом частоты нагружения.
31
Рис.11. Кривые усталости никелида титана различного фазового состава [50]
Ш. Миядзаки с сотр. [50] провели усталостные испытания при изгибе с
вращением проволочных образцов. На рис.11 представлены результаты испытаний двух сплавов в виде серии кривых усталости, полученным при различных температурах фазовых превращений. На кривых отмечаются перегибы в диапазоне 104¸105 циклов. Повторные перегибы наблюдаются только у
двух высокотемпературных кривых (аустенитных Td>Md). Первый перегиб
находится в области низких деформаций, что соответствует выходу на предел пропорциональности и, таким образом, перегиб ограничивается чисто
упругой деформацией. Второй перегиб связан с пределом упругости, то есть
является точкой, в которой начинаются макроскопические мартенситные
превращения. Эти перегибы различимы только в области высоких температур. Таким образом, усталостная долговечность существенно зависит от температурного режима испытаний. Долговечность сплавов заметно снижается с
увеличением температуры в области мартенситных превращений и практически не меняется за границами этой области.
3.3. Вязкость разрушения и рост усталостных трещин
Э. Хорнбогеном [52] было показано, что мартенситные превращения замедляют рост трещин в сталях (трип-эффект). Залечивание трещин происходит под воздействием сжимающих напряжений, возникающих при образо32
вании мартенсита напряжения, сопровождающемся положительным объемным изменением металла вблизи вершины трещины. Однако МП в сталях
сопровождаются значительной величиной объемного изменения, тогда как
для TiNi изменения объема незначительны и, к тому же, отрицательны. Поэтому эффект от образования мартенсита напряжения вблизи растущей трещины, в соответствии с гипотезой Э. Хорнбогена, будет незначительным, что
и подтверждается экспериментами К.Н. Мелтона и О. Мерсье [44].
Вязкость разрушения никелида титана существенно зависит от температур фазовых превращений и структуры сплава. А.К. Мак-Килви с сотр. [38]
показали, что стабильная аустенитная структура (Td>Md) имеет пороговое
значение коэффициента интенсивности напряжений DKth в диапазоне
~2,5 МПа×м1/2 при R=0,1 и ~1,5 МПа×м1/2 при R=0,7. Скорость роста усталостных трещин (РУТ) в области справедливости уравнения Париса
6
(~10-9¸10-
м/цикл) возрастает на порядок с увеличением коэффициента R от 0,1 до 0,7
[38]. Пороговая величина DKth соответствует коэффициенту интенсивности
напряжений, при котором скорость РУТ не менее 10-10 м/цикл.
Схожая картина наблюдается при распространении усталостных трещин
в псевдоупругом сплаве. С увеличением коэффициента R от 0,1 до 0,7 скорость РУТ в области справедливости уравнения Париса увеличивается на порядок, а DKth уменьшается от значения ~2,1 МПа×м1/2 до ~1,1 МПа×м1/2. Зависимость трещиностойкости псеводоупругого и стабильного аустенитного
сплавов в терминах эффективного коэффициента интенсивности напряжений
Kэф показывает отсутствие влияния коэффициента асимметрии R на скорость
РУТ в припороговой области (DKэф<4 МПа×м1/2). Этот факт объясняется
влиянием эффекта залечивания трещин, максимально проявляющегося в
припороговой области. Показатели степени уравнения Париса также зависят
от температур фазовых превращений (показатель степени p в выражении
(DK)p и n, в выражении (Kmax)n). Для аустенитно-стабильного сплава p=1,7 и
n=1,7, а для псевдоупругого сплава p=1,2 и n=2,0.
33
Для сплавов с мартенситной структурой трещиностойкость возрастает с
понижением температуры Td, в частности, DKth увеличивается от значения
~3 МПа×м1/2 до ~5 МПа×м1/2 для сплавов со структурой нестабильного и стабильного мартенсита охлаждения, соответственно. Этот факт также объясняется влиянием эффекта захлопывания трещин. При DK более 6,5 МПа×м1/2
разница между скоростью РУТ в этих сплавах практически отсутствует.
В общем случае вязкость разрушения повышается в следующем порядке
температурных режимов испытаний (рис.12): (3)®(4) ®(2) ®(1). Так например, скорость роста усталостных трещин никелида титана со структурой
мартенсита охлаждения (1) в области пороговых значений на порядок меньше, чем у псевдоупругого сплава. При этом пороговое значение коэффициента интенсивности напряжений мартенситного сплава в 1,5 раза больше, чем у
псевдоупругого сплава, имеющего DКth=2 МПа×м1/2. Значение DKth увеличивается с понижением температуры испытаний, достигая величины 5 МПа×м1/2
при Td=-196 °С [38].
Рис. 12. Сравнение характеристик
трещиностойкости никелида титана
различного
фазового
со
става:
n=10 Гц, R=0,1 [38]
Несмотря на существенные различия диаграмм деформирования TiNi в
аустенитном и псевдоупругом состоянии процессы распространения усталостных трещин в этих сплавах очень сходны, небольшое исключение относится к области низких скоростей РУТ, где пороговые значения КИН различаются на ~0,5 МПа×м1/2.
34
В ряде работ указывается на эффективный, с точки зрения практических
применений, и перспективный способ самозалечивания дефектов, инициируемый при нагреве в ТИМП, при восстановлении формы сплавами TiNi
[53,54]. Исследованию подвергались объемные сплавы TiNi в мартенситном и
аустенитном состояниях, тонкие напыленные пленки сплава. В виде поверхностных дефектов выступали отпечатки микроиндентора (сферического и
пирамидки Виккерса), а также риски после испытаний на изнашивание
[53,55]. Наилучшие результаты получены при восстановлении сферических
отпечатков (Æ200 mm). В работе [54] также наблюдали относительно полное
залечивание канавок глубиной более 10 mm, образовавшихся вследствие
ударно-абразионных испытаний TiNi, при нагреве выше Af. Кроме того, установлены возможности изотермического восстановления поверхностных
дефектов вследствие возникновения напряженно-наведенного мартенсита в
первоначально аустенитном материале. Для встроенных композитов сплава
TiNi фиксировали эффект залечивания поперечной трещины длиной порядка
8 мм.
3.4. Износостойкость
Эксплуатационные характеристики традиционных износостойких материалов сильно зависят от их механических свойств, таких как твердость,
вязкость и упрочнение под нагрузкой. Каждое из этих свойств оказывает
бóльшее или меньшее воздействие на износостойкость материалов при различных видах износа. Твердость наиболее важна в случае абразивного износа, в то время как вязкость и упрочнение под нагрузкой ответственны за сопротивление износу при больших контактных напряжениях и ударных воздействиях. Однако, для объяснения высокой износостойкости сплавов с ЭПФ
этих механических свойств недостаточно и большинство исследователей [54,
56-59] объясняют этот эффект псевдоупругостью деформирования поверхностных слоев этих материалов в зоне трения.
35
Псевдоупругость в сплавах с ЭПФ приводит к тому, что, во-первых, в
зоне контакта микронеровностей поверхности трения происходит значительное увеличение действительной площади контакта, что приводит к понижению концентрации напряжений, а, следовательно, вероятности зарождения
трещин. Во-вторых, при относительном движении поверхностей трения,
вследствие обратимости "пластической" деформации материала с памятью,
общая величина остаточной деформации материала значительно меньше, чем
для традиционных износостойких материалов. Поэтому для достижения критической величины деформации разрушения (~25 %) требуется гораздо
большее напряжение либо длительность испытаний, чем для обычных материалов. Так, на одном уровне контактных напряжений долговечность никелида титана при сухом трении в 5¸7 раз больше, чем стали 20Cr13 [60].
С. Кумар с сотр. [60] исследовали поведение никелида титана на стенде
для испытаний железнодорожных колес в условиях контакта качения/скольжения по рельсам. Испытания проходили при невысоких контактных нагрузках и в ограниченном диапазоне величины проскальзывания. Установлено, что контакт никелида титана со сталью происходит с бóльшим
коэффициентом трения, чем при контакте стали по стали, но с гораздо меньшей скоростью износа.
Д. Джин и Х. Ванг показали [61], что при сухом трении нкелида титана
обладает большей износостойкостью по сравнению с такими, широко распространенными в промышленности износостойкими сплавами, как азотированная сталь 38CrMoAlA (1,35¸1,65 % Cr, 0,15¸0,25 % Mo, 10,7¸11 % Al,
~0,4 % C, 0,3¸0,6 % Mn, ~0,3 % Si) и сплав Co45, особенно при высоких контактных напряжениях (рис. 13,а). Авторы исследовали влияние отношения
площади зоны пластической деформации (Ap) к общей площади контакта (A)
на износостойкость никелида титана и установили, что наибольшее сопротивление износу достигается при использовании сплавов с ЭПФ в псевдоупругом состоянии, когда величины Ap/A принимает наименьшее значение(рис.
13,б). В условиях трения скольжения/качения сплав TiNi заметно превосходит по36
казатели перлитной стали с соотношением скольжения/качения 20 % (рис. 14)
[62].
Рис. 13. Сравнение износостойкости при сухом трении различных сплавов
[61]
Множество исследований подтверждает высокую износостойкость
сплава TiNi, кроме того, в последние годы значительные успехи достигнуты в
трибологической инженерии сплавов никелида титана. Большая часть из них
относится к повышению характеристик изнашивания TiNi методами азотирования, цементации и нитроцементации [63,64]. Так, в результате напыления
слоя TiN на TiNi-тонкие пленки нитридного слоя толщиной даже 300 нм значительно повышает триботехнические характеристики сплава TiNi (рис.
Рис.14, б). В работах В.Н Гришкова с сотр. [65] было показано, что формирование слоистой структуры азотированного сплава TiNi (~50,0 ат.%Ni) позволяет сохранить значительный по величине ЭПФ и в процессе нагружения
блокировать проникновение микротрещин из внешнего нитридного слоя
вглубь материала при развитии деформационного мартенситного превращения.
37
а)
б)
Рис. 14. Износостойкость пары TiNi – перлитная сталь (сплав TiNi – индентор, сталь – диск) – а). Коэффициент трения тонких пленок из сплава TiNi и
TiN-TiNi при трении скольжения шариком из Al2O3 (нагрузка 1 Н) [66]
В настоящее время в университете Алберта под руководством Д. Ли
проводят исследования новых композитных материалов, в которых TiNiматрица упрочняется керамическими твердыми частицами, включая наноструктурированные [67]. Высокие механические свойства трансформационноупрочнённых композитов с металлической матрицей делают их привлекательными для практического использования, в частности, в качестве рабочих
компонентов тяжело нагруженных узлов трения судового оборудования. Это
показано в ряде работ С.Н. Кулькова с сотр. Высокие механические свойства
сплавов TiC-TiNi зависят от способности TiNi-матрицы испытывать мартенситное превращение (В2«В19') и от наличия в связке хрупких фаз, таких как
TiNi3 и Ti2Ni. При этом максимальные свойства демонстрируют сплавы с максимальным содержанием В2-фазы TiNi в матрице. Вклад трансформационного механизма превращения в механические свойства сплавов TiC-TiNi при
одном и том же объёмном содержании и размере включений TiC можно изменять, изменяя структурно-фазовое состояние связующей фазы. Информация о трении TiC-TiNi содержится лишь в единичных публикациях. С.Н.
Кульковым и др. исследованы структуры поверхностей трения и триботехнические характеристики сплавов TiC-TiNi с разным количеством В2-фазы TiNi
в матрице после трения по стальному диску в широком диапазоне скоростей
(0,9-9,4 м/с), получена математическая модель долговечности для построения
38
кривых повреждаемости сталей [68]. Таким образом, исследования сплавов
на основе TiNi в качестве материалов с высоким уровнем износостойкости, а
также разработка на их основе новых трибокомпозитов представляет большой интерес.
И.Н. Лианг с сотр. [54] обнаружили высокую износостойкость никелида
титана при ударных испытаниях в условиях пескоструйной обработки. Они
провели сравнение этого сплава с износостойким сплавом Ni-hard-4
(Cr8,6Ni5,2C3,2Fe) и обнаружили, что никелида титана менее подвержен эрозионному износу, нежели сплав Ni-hard-4, особенно при углах соударений ≈90°.
В частности, отмечается, что существует четкая корреляция между износостойкостью и величиной обратимой деформации в результате проявления
свойств псевдоупругости. Чем выше обратимые деформации, тем выше износостойкость. Путем термической обработки, исследователи изготовили образцы из никелида титана различного фазового состава, обладающие различной степенью псевдоупругости и подтвердили факт прямой корреляции
псевдоупругости с износостойкостью.
Несомненно, что на достижение высоких характеристик сопротивления
никелида титана износу оказывает большое влияние высокая коррозионная
стойкость этого сплава. Известно, что синергетический эффект одновременного воздействия коррозии и износа приводит к тому, что традиционные
коррозионостойкие материалы, например, нержавеющие стали становятся
неэффективными, даже по сравнению с обычными углеродистыми сталями
[69]. Никелид титана, обладающий высокой износо- и коррозионостойкостью, является превосходным материалом для работы в условиях комбинированного износа и коррозии. Натурными испытаниями на электростанциях
[61] показано, что проточные клапаны, изготовленные из никелида титана,
обладают по меньшей мере четырехкратным превосходством в долговечности по сравнению с клапанами, изготовленными из сталей 1Cr13 и азотированной 38CrMoAlA. Клапаны из никелида титана безотказно работали в те-
39
чение 12 месяцев, в то время как клапаны из сталей 1Cr13 и 38CrMoAlA выходили из строя после 3 месяцев работы.
Износостойкость сплавов с ЭПФ сильно зависит от их микроструктуры. Для никелида титана с содержанием Ni более 50,6 ат. % износостойкость
повышается при старении образца, приводящего к выделению упрочняющих
когерентных частиц Ti11Ni14. Однако, перестарение может снизить износостойкость. На рис. 15 показана зависимость величины массового износа нитинола различного химического состава.
Легированием можно повысить износостойкость никелида титана, при
этом происходит модифицирование структуры, изменение условий фазовых
превращений и типа механизма износа. Исследованиями микроструктуры
поверхности сплава Ti50Ni47Fe3 показано [70], что при сухом трении на поверхности образуется оксид железа, приводящий к снижению интенсивности
износа, и играющего роль твердой смазки, снижающей площадь контакта металл-металл. Также было показано, что износ сплава Ti50Ni47Fe3 составляет
всего около 2¸5 % величины износа подшипниковой стали (SAE 52100), несмотря на то, что эта сталь имеет высокую твердость и согласно положениям
традиционной трибофатики должна иметь высокую износостойкость.
Рис. 15. Влияние термообработки
на износостойкость никелида титана [69]
Твердость, как полагают, не является главным фактором, ответственным за высокую износостойкость материалов с памятью формы. Общепринято, что износостойкие материалы обладают высокой твердостью, исключение
относится к случаю эрозионного изнашивания. В большинстве случаев твердые материалы, обладают более высокой износостойкостью по сравнению с
40
менее твердыми, но для никелида титана это не характерно. Его твердость
находится в диапазоне 200¸500 HV, в зависимости от степени наведения в
структуре мартенситной фазы. Этот диапазон, по меньшей мере, в три раза
меньше твердости традиционных износостойких материалов. Однако, это не
мешает никелиду титана быть перспективным материалом для применения в
узлах трения.
Применение никелида титана в качестве покрытий деталей силовых
систем также подтверждает его высокие износостойкие и антифрикционные
свойства. На рис. 16 представлены результаты испытаний на износостойкость
покрытий из никелида титана в аустенитном состоянии в паре с баббитом Б2
и бронзой ОСЦ-5-5-5, полученные в условиях граничного трения по схеме
"диск-колодка" [71]. В качестве сравнения были взяты следующие пары трения: баббит Б2 – чугун ВЧ50-2, бронза ОСЦ-5-5-5 – сталь 45. Анализ результатов позволяет сделать вывод, что наилучшей износостойкостью в исследуемых парах при всех режимах испытаний имеет покрытие никелидом титана, которое превышает стойкость пары трения сталь 45 – бронза в 2,4¸3,0
раза, в зависимости от режима испытания и в 1,85¸6,5 раза стойкость пары
трения чугун – баббит.
41
Рис. 16. Сравнение износостойкости различных сплавов в зависимости от
удельного давления контакта (а) и скорости скольжения (б): 1, 3 – покрытие
никелидом титана толщиной 0,5 мм, 2 – чугун ВЧ50-2, 4 – сталь 45; I –
контртело баббит Б2, II – контртело бронза ОСЦ-5-5-5
3.5. Эрозионная стойкость
Сплавы с ЭПФ обнаруживают также высокую стойкость к эрозионному
изнашиванию. Термоупругие мартенситные превращения оказывают большое влияние на эрозионную стойкость материала. Аккомодация кристаллов
мартенситной фазы и псевдоупругость позволяют накапливать энергию
внешних воздействий за счет образования мартенсита напряжения. При
больших обратимых деформациях превращения достигается высокая скорость упрочнения. Эта особенность также стабилизирует вершину усталостной трещины и предотвращает ее распространение, повышая эрозионную
стойкость.
В большинстве случаев никелида титана более износостойкий в сравнении с
обычными конструкционными материалами: сталями, никелевыми и кобальтовыми сплавами. Это подтверждается для различных видов износа достаточно обширной экспериментальной базой.
Кавитационный износ никелида титана, полученного сваркой взрывом
на поверхности стали, исследовали Р.Х. Ричман с сотр. [72,73]. Твердость
никелида титана значительно повышается после сварки и последующей температурной обработки, что, по мнению авторов, означает, что после сварки
взрывом в никелиде титана появляется некоторая остаточная повреждаемость. На рис.17. представлены результаты сравнения кавитационного износа никелида титана (низкоуглеродистая сталь, плакированная никелидом титана) и традиционно применяемых в гидравлическом машиностроении трибо-материалов: нержавеющих сталей мартенситного (CA6NM), аустенитного
(304L) и двойного (FER-255) типа, а также кобальтовых сплавов Stellite 6
(St6), Stellite 21 (St21) и IRECA (кобальтосодержащей нержавеющей стали).
42
Как видно из рисунка сталь, плакированная никелидом титана, имеет наименьшую величину массового износа.
Рис. 17. Относительная скорость кавитационной эрозии различных сплавов
[72, 74]
Результаты сравнения стойкости к кавитационному износу (3,5 % NaCl,
20 кГц) никелида титана, нержавеющей стали SUS304 и Ni-содержащего самофлюсующегося сплава (Ni16Cr4Si4B3Cu3Mo2,5Fe0,5C), также широко применяемых в гидравлическом машиностроении в качестве эрозионностойких
материалов, представлены на рис.17. После испытаний в течение 300 мин.
совокупный массовый износ нержавеющей стали SUS304 в 45 раз, а для Niсодержащего сплава в 15 раз больше, чем у никелида титана. По сравнению с
нержавеющей сталью никелида титана имеет меньший предел текучести, но
более высокую скорость упрочнения. Такая особенность позволяет абсорбировать большие потоки энергии и снизить массовый износ при кавитационной эрозии никелида титана. Для самофлюсующегося Ni-содержащего сплава, обладающего высокой твердостью и хрупким поведением под нагрузкой,
упрочнения при испытаниях не происходит.
Термоупругие мартенситные превращения в никелиде титана оказывают большое влияние на его эрозионные свойства. Аккомодация мартенситной фазы и псевдоупругость позволяют накапливать энергию внешних воздействий за счет образования мартенсита наведения. При больших обратимых деформациях превращения достигается высокая скорость упрочнения.
Эта особенность также стабилизирует вершину усталостной трещины и пре43
дотвращает ее распространение, повышая эрозионную стойкость никелида
титана. Характеристики кавитационного износа никелида титана, нержавеющей стали SUS304 и самофлюсующегося Ni-содержащего сплава в пресной
воде такие же, как и в 3,5 в. % растворе NaCl [75], что подтверждает высокую
коррозионную стойкость этих сплавов.
В работе [75] Х. Хирага с сотр. исследовали кавитационный износ никелида титана после лазерно-плазменного гибридного распыления. Они получили, что износостойкость сильно зависит от химического состава пленок
никелида титана и условий лазерного облучения. В частности, авторами установлено, что химический состав покрытий из никелида титана находился
вдали от стехиометрического. Поэтому ЭПФ и псевдоупругость в этих покрытиях должны существенно ухудшиться и представляет несомненный интерес получение сталей, плакированных никелидом титана, сохраняющих
свойства ЭПФ и псевдоупругости, каким обладает этот сплав эквиатомного
состава.
Результаты работы [76] показывают, что кавитационное сопротивление
TiNi-пленок, напыленных на обычную сталь при использовании Ti50Ni50 мишени с помощью процесса катодно-дугового ионно-плазменного плакирования, в
пресной воде в 3 раза превышает сопротивление неплакированных сталей.
При эрозионно-коррозионных испытаниях высокий уровень по сравнению с
другими материалами показывает TiNi-покрытие (d=1,5 мм), полученное методом горячего изостатического прессования (ГИП) [55] (рис 18).
44
Рис.18. Сравнение скорости процессов: эрозии (NaCl, pH7), коррозии (pH7),
коррозии-эрозии (NaCl, pH0) сплава TiNi и коррозионностойкой стали – а);
коррозии-эрозии слоя TiNi, полученного ГИП, и сплава TiNi – б)
Детальное исследование кавитационной эрозии наплавленных слоев
сплава TiNi было проведено китайскими учеными под руководством Ф.T.
Ченга в политехническом университете Гонконга (2004-2005 гг.) [77,78]. Поверхностные слои получали аргонодуговой и лазерной наплавкой на нержавеющую сталь AISI 316L (03Х17Н14М2). Кривые глубины эрозии образцов
представлены на рис. 19. Сопротивление кавитационной эрозии получаемых
покрытий авторами ранжируется в следующем порядке (по убывающей): литой сплав TiNi - слой TiNi (лазерная наплавка) - слой TiNi (аргонодуговая наплавка) - нержавеющая сталь. Помимо того, слои TiNi имеют улучшенные
показатели свойств наноиндентирования.
В работе [79] в результате аргонодуговой наплавки сплава TiNi на среднеуглеродистую сталь AISI1048 покрытие B2-сплава значительно уменьшает
уровень эрозии стали в широком диапазоне ударных углов твердое тело/жидкость, максимальные эрозионные потери происходят под углом 30º.
Рис.19. Сравнение механизмов кавитационной эрозии стали, наплавленных
слоев TiNi и литого сплава TiNi: кривые эрозии - а); нормированное сопротивление кавитационной эрозии - б).
45
3.6. Коррозионная стойкость и биосовместимость
Наряду с высокими характеристиками сопротивления механическому
износу и кавитационной эрозии сплав TiNi проявляет уникальное коррозионное поведение в агрессивных средах [80]. Никелид титана в воде не корродирует, даже при повышении ее температуры до 300ºС. Однако вода с небольшим количеством водорода Н2 (20÷100 мл/кг) приводит к коррозионным
повреждениям. Кроме того, в реальных условиях влажного морского воздуха
при наличии меняющихся циклов погодных условий может возникнуть туннельная коррозия (как и для аустенитных нержавеющих сталей).
Уксусная кислота СН3СООН активизирует коррозионные процессы TiNi
только при повышении от 30ºС до температуры кипения и концентрации раствора 50÷99,5%, щавелевая кислота Н2С2О4 – при 50ºС. При испытаниях в течении 3
месяцев в карбомиде СО(NH2)2 при 110ºС сплав TiNi не подвергся коррозионным
повреждениям. Аналогичный результат получен при испытаниях соединений никелида титана в гидравлических жидкостях (Skydrol 500 и Aerosafe 2300) при
125ºС и 135ºС, что позволяет использовать в TiNi-соединения на борту летательных аппаратах. Ртуть, жидкий кадмий, гидразин, а также тиоцианид аммония
NH4SCN и гидроксид калия при температурах 50ºС, тетроксид азота N2O4 при
85ºС с никелидом титана не взаимодействуют. Поведение сплава TiNi в растворах фосфорной Н3РО4, азотной HNO3, соляной HCl кислот сильно зависят от
температуры и их концентрации.
Рис. 20 Сравнение диаграмм деформирования биоматериалов
Особые коррозионные характеристики никелида
титана обусловлены, главным образом, его способностью образовывать на поверхности оксид TiO2, представляющий собой своего рода защитный барьер, благодаря ярко выраженным гидрофобным свойствам и предотвращая растворение никеля. TiNi наряду с чистым Ti доказал свою эффектив46
ность в наиболее ответственной агрессивной среде – человеческом организме. Поэтому сплав с ЭПФ TiNi считается своего рода «коррозионным феноменом», является особым материалом высоких технологий, используемых в биоинженерии, для
производства имплантантов, стентов, микрохирургических инструментов. Уникальное сочетание специальных свойств памяти формы с высокой стойкостью в
жидкостях человеческого тела, а также с особенностями сверхупругого механического поведения, сходного с механическим поведением костной ткани (рис. 20),
обеспечивает полную биосовместимость сплава TiNi. Его поведение в мягких тканях
сравнимо
с
поведением
коррозионно-стойких
сталей
(316LVM
(03Х18Н14М2)) и сплава Ti-6V-4Al, но биосовместимость стентов, шовных проволок, ортопедических имплантантов из NiTi считается лучшей [18,30 ,81].
4. Способы управления структурой и функционально-механическими
свойствами TiNi-сплавов с ЭПФ
Целенаправленное изменение структуры и функционально-механических
свойств сплавов Ti-Ni в значительной степени обуславливается механической
и термической обработкой. Наибольшее влияние на функциональные свойства
и температурный интервал проявления мартенситной неупругости оказывают:
состав сплава; количество и параметры термообработки (ТО); параметры термомеханической обработки (ТМО); технологическое наследование, определяющееся параметрами приложенных внешних
воздействий (приложенное напряжение, история
нагружения и т.д.).
4.1. Влияние состава сплава на свойства
Неупругим поведением и связанными с ним
эффектами обладает четко определенный состав
СПФ с соответствующим содержанием компонентов. Фазовые диаграммы систем СПФ, в чаРис. 21. Уточненный фраг-47
мент диаграммы фазовых
равновесий TiNi
стности, Ti-Ni и Ni-Al вызывали споры длительное время и не так давно были
представлены в окончательной форме [18,82]. Фазовая диаграмма двойных
сплавов TiNi представлена на рис.21 [18,20]. Температура 1090ºС соответствует температуре разупорядочения. В ряде случаев точность состава сплава
должна достигать 0,1%. Поскольку даже такое малое отклонение приводит с
смещению ТИМП порядка 10ºС [18]. Регулировать состав возможно путем
изменения химического либо фазового состава.
На рис. 22 представлены зависимости температур и ТИМП TiNi от соотношения содержания в нем Ti и Ni. В сплавах на основе TiNi температуры
проявления неупругости резко понижаются при увеличении содержания никеля и исчезают в сплавах, содержащих никеля более 51,5ат.% (55,6 вес. %) В
сплавах с низким содержанием Ni (<54,8%) ТИМП резко повышается – «медицинские» сплавы [83]. Микродобавки третьих элементов (даже в пределах
нескольких %) значительным образом изменяют всю картину температурного превращения (рис. 7.23). Проблема точности получения заданного состава
связана в первую очередь с технологиями получения сплавов TiNi. Определенные препятствия могут быть вызваны несколькими факторами, основными
из которых считаются: обеспечение содержания титана на необходимом уровне
для проявления неупругих свойств и попадания в строго заданный ТИМП, а
также наличие, объем и состав побочных фаз.
Рис. 22. Зависимости температур МП от концентрации Ni– а) и интервала
формовосстановления от концентрации Ti– б); температуры Аs от содержания Ni – в) и Af от содержания Ti – г) в сплавах на основе Ti-Ni [15]
48
Т0 - температура термодинамического равновесия
N – номер группы периодической системы,
о – расчет,
· - эксперимент
Рис. 23. Зависимость температуры Мs при легировании эквиатомного TiNi от
содержания Zr, Al, Mn вместо Ti, а Au, Co, Fe вместо Ni– а). Изменение температуры Т0 при введении 1% легирующего элемента – б) [15,85]
Что касается первого условия, значительную роль сохранения заданного
химсостава обеспечивает кратковременность формирования сплава, при котором титан не успевает улетучиваться и выгорать. При получении покрытий из
таких сплавов, например, методами ГИП и СВС либо лазерной наплавкой, в
связи с кратковременностью процесса может быть сохранен необходимый
уровень. Однако, как было показано в [84] для комбинированного метода ГИП
и СВС, не удается избежать присутствия вторых фаз. Изменение фазового состава в свою очередь контролируется ТО.
Одной их основных трудностей при осуществлении процесса наплавки
TiNi может являться способность титана реагировать с газами – активно поглощать кислород, азот и водород, которые резко снижают пластические
свойства. Однако следует отметить, как отрицательные, так и положительные
эффекты их присутствия. Кислород О присутствует в никелиде титана в виде
примесей внедрения - включений оксидов – Ti4Ni2O и TiO2. Формирование
оксида первого типа ведет к обеднению TiNi-матрицы титаном и способствует понижению температуры Ms. Допустимый уровень содержания кислорода
в TiNi выдерживается в определенных пределах (табл.4).
Таблица 4. Влияние включений и легирующих элементов в сплавах TiNi c ЭПФ
Элемент
Содержание
Свойства TiNi
49
в TiNi
ТИМП
Гистерезис
Прочность
Пластичность
НЕМЕТАЛЛЫ [86]
O
250÷1000ppm
↓
↕
↑
↓
N
20÷50 ppm
↓
→
↑
↓
H
1÷10 ppm
↓
→
↑
↓
C
50÷500 ppm
↓
→
↑
↓
МЕТАЛЛЫ [15,30,55,88]
Fe
3 ат.%
↓
¬
↓
↓
Cu
1 ат.%
↑
¬
↓
↑
5-6 aт.%
↓
¬
↓
↑
V,Co
5-6 aт.%
↓
→
↓
-
Al
1%
↓
↕
↓
↑
³ 2 ат.%
↓
¬
↓
↑
Nb
3 ат.%
↓
→
↓
↓
Zr, Hf
≤5 ат.%
↑
→
↓
↓
Формирование оксида TiO2 второго типа имеет благоприятное действие.
Из окружающей среды азот N образуется в таком же составе, как кислород,
оказывая дополнительно с ним отрицательный эффект. Так, в [86] в результате исследования влияния примесей азота на пластичность, предел текучести
и механизм разрушения "мягких" кристаллов на основе никелида титана обнаружено, что легирование азотом приводит к усилению эффектов нестабильности В2-фазы, к резкому уменьшению пластичности до разрушения
при Т=0,4-0,5Тпл, снижает энергию дефекта упаковки в сплавах TiNi. Легирование азотом приводит к смене механизма деформации В2-фазы никелида
титана от скольжения к механическому двойникованию, меняет характер
разрушения от вязкого, «ямочного», к хрупкому, чисто скольному [87]. С
другой стороны, азотирование и карбонитрирование довольно широко применяется для повышения износостойкости сплава TiNi. В сплаве TiNi титан
связывает углерод в прочный карбид титана TiC с температурой плавления
3450 К, способствует улучшению свариваемости и сопротивления коррозии.
50
Приведенные данные из различных источников можно обобщить в виде
таблицы влияния на функционально-механические свойства (табл.4).
4.2. Термическая и термомеханическая обработка
Большинство исследований подтверждают, что ТО, а также ее параметры оказывают непосредственное влияние на все свойства TiNi. Как правило,
из основных термообработок для сплавов с ЭПФ применяют отжиг, закалку,
старение после закалки и термоциклирование [16]. Среди наиболее часто используемых (для сплавов на основе TiNi) выделяют гомогенизирующую закалку от 1070К в воде (выдержка в течение 0,5 и 1 часа) и стабилизирующий
отжиг при 770К (выдержка 1÷3 часа, охлаждение с печью) [15]. Варьирование параметрами ТО определяет возможность контролировать микроструктуру и плавно регулировать ТМП, что в свою очередь обусловлено управлением процессом выделения либо растворения избыточных фаз в сплаве. Согласно фазовой диаграмме TiNi избыточные фазы возникают в следующем
порядке [20,82]: Ti3Ni4 → Ti2Ni3 → TiNi3. Фаза TiNi3 описывается как равновесная гексагональная фаза, а Ti3Ni4 и Ti2Ni3 – переходные фазы. Промежуточная ромбоэдрическая фаза Ti3Ni4 выделяется в виде линзовидных частиц,
Ti2Ni3 имеет моноклинную структуру.
В сплавах на основе никелида титана процессы старения и выделения
вторичных фаз интенсивно развиваются при отжиге в интервале температур
620-820 К [15,18]. При изменении температуры и продолжительности отжига в
указанном диапазоне для сплава TiNi меняется содержание второй фазы TiNi3
и регулируется состав в широкой области от 0 до 800 К. При этом температурные условия проявления ЭПФ контролируются с точностью до 3-5 К, но в относительно небольшом интервале – 20-30 K (рис. 24) [21]. Экспериментальные
исследования (С.П. Беляев, [15]) также указывают, что температуры 820-870 К
являются предельным критическим температурным диапазоном отжига, где
существенным образом изменяются свойства TiNi.
51
Рис. 24. Закономерности возврата деформации в сплаве Ti49Ni51 после закалки от 1273 К – 1, отжига при 773 К (0,2ч)
– 2 и отжига при 823 К (1ч) – 3 [21].
При температурах отжига ниже критических снимаются внутренние остаточные напряжения, а также дефекты кристаллической решетки, введенные в
результате механического воздействия либо определяемые металлургическими факторами. В ряде работ С.П.Беляева показано, что отжиг объясняет
уменьшение барьера напряжений мартенситной переориентации (а также рост
демпфирующих способностей никелида титана).
Известно, что с ростом температур отжига активизируются и обеспечиваются процессы релаксации напряжений и устранения дефектов [82]. При этом
также при превышении 870 K в сплаве TiNi происходит рекристаллизация с
выделением фаз Ti3Ni4, Ti2Ni3. Возникновение таких частиц, например, понижает подвижность межзеренных границ мартенсита, уменьшает величину внутреннего трения [15], происходит рост зерна, выделение и изменение структуры.
Дальнейшее увеличение температуры отжига вызывает охрупчивание и снижение функциональных свойств [15, 89] (рис. 25). Не только параметры, но и
условия проведения отжига оказывают непосредственное влияние на свойства TiNi. Исследования [90] показали склонность никелида титана к сегрегации Ti на свободной поверхности при термических воздействиях. Высокотемпературная обработка на воздухе способствует хрупкому межзеренному
разрушению (наблюдается сильное охрупчивание). Избежать этих недостатков можно лишь при термообработках в вакууме либо в инертной среде [90].
Используемые в настоящее время для сплавов TiNi разновидности термомеханической обработки включают предварительное деформирование, обработку в горячем либо холодном состоянии, полный отжиг (>870 К), ваку52
умный отжиг и т.д. Для придания сплавам TiNi требуемых термомеханических свойств их обычно деформируют в горячем состоянии (куют или прокатывают), а затем проводят последовательно сменяющие друг друга этапы холодной обработки и полного отжига. Причем двумя окончательными этапами
технологического процесса их получения являются: окончательное деформирование в холодном состоянии и последующая ТО. Так, например, для проволоки и лент из TiNi, полученных протяжкой и прокаткой, соответственно, доля
окончательной холодной обработки от полной деформации составляет 30¸50%.
Для микротрубопроводов и листов из TiNi эта доля меньше и составляет ≈20%.
Конкретный уровень доли холодной обработки определяется требуемыми механическими свойствами и ограничениями технологического процесса. После деформирования в холодном состоянии сплавы TiNi подвергают термической обработке. При этом формируется требуемый уровень свойств псевдоупругости и
ЭПФ, а также достигается надлежащий баланс окончательных механических
свойств. Часто, этот "дополнительный" цикл ТО используют для придания формы
сплаву TiNi. Термообработку обычно проводят в диапазоне температур 720¸820 К
в печах с воздушной или инертной атмосферой, а также в ваннах с расплавами
солей или в кипящем слое. После волочения, прокатки без ТО объемные сплавы
TiNi не проявляют свойств псевдоупругости и ЭПФ. Отожженные сплавы обладают свойствами псевдоупругости и проявляют ЭПФ без остаточной деформации. Для отожженных с установленной формой сплавов TiNi им необходимо придать требуемую форму, а затем провести ТО в заневоленном состоянии [20].
модуль упругости 1-1*,
предел текучести 2-2*,
предел пропорциональности 3-3*
53
Рис. 25. Зависимости механических свойств сплава Ti - 54-55% Ni (масс.доли)
от температуры испытания после отжига при 723 К (а) и от температуры отжига (б). Испытания пластины на изгиб толщиной 0,4-0,5 мм [15]
Разработанные методы ТМО, сочетающие пластическую деформацию и
старение, позволяют повысить предел текучести TiNi до 600-700 МПа по сравнению с 400 МПа в исходном состоянии [21]. Допускается упрочнение сплава
пластической деформацией не выше 20-30% и объемной долей вторых фаз не
более 10-15%. Особым видом ТМО для сплавов с ЭПФ считается термомеханическая тренировка, которая производится при термоциклировании через
ТИМП под постоянным напряжением [16, 20, 21]. Максимальное восстанавливаемое напряжение, измеряемое при термоциклировании, в диапазоне различного постоянного напряжения может достигать 900 МПа. При этом в результате развития фазового наклепа повышаются свойства сверхупругости и обратимой памяти СПФ.
4.3. Технологическое наследование
Управление
процессом
изготовления
материалов,
поверхностно-
модифицированных сплавом с ЭПФ, и их последующий эксплуатационноповеденческий аспект могут быть рассмотрены с позиций технологического
наследования. В настоящее время механика технологического наследования
[91] рассматривает возможности повышения стабильности и надежности
технологических систем. С позиций комплексного подхода решается задача
оценки параметров качества поверхностного слоя в процессе изготовления и
эксплуатации деталей [92,93]. Концепцию технологического наследования
связывают с новыми технологиями формообразования (быстрого прототипирования, реолитья и др.), а также технологиями, использующими источники
высокоэнергетического воздействия на материал, в частности, лазерные,
плазменные, ионно-лучевые и т.п. [94]. На данном этапе это направление
развивается в ряде работ М.Л.Хейфеца, А.Г.Суслова, А.М.Дальского,
В.М.Смелянского, В.Ю.Блюменштейна и других.
54
С позиций системного анализа [95] наличие функциональных свойств
сплавов с ЭПФ связывают со свойствами, наблюдающимися вблизи неравновесных фазовых переходов в результате самоорганизации. Механизм самоорганизации структуры сплавов с ЭПФ отвечает за ряд их уникальных возможностей: свойств памяти, восстановления, адаптивности и т.п. В этих условиях
можно проследить, например, что совокупность исходных характеристик, а
также набор технологических приемов и термосиловых воздействий приводят в
действие механизм прямого наследования, и позволяют целенаправленно формировать требуемый комплекс функционально-механических свойств. Это является основной задачей, решаемой технологическим наследованием применительно к сплавам с ЭПФ [89].
Технологическим наследованием называется явление переноса свойств
объекта от предшествующих технологических операций к последующим. Эти
свойства могут быть как полезными, так и вредными, их сохранение у объектов
называют технологической наследственностью [91]. Состояние сплошной среды с учетом наследственных связей описывается с помощью вектор-функции
состояния среды, дифференциального и интегрального операторов, описывающих предысторию системы за период от ¥ до t. Поскольку поверхностное модифицирование включает цикл комбинированной обработки, в результате которой поверхностно-модифицированный материал приобретает эффекты памяти,
существенную роль играет наследственная информация передачи и приобретения новых свойств. Однако аналитическое описание наследования является
сложной задачей в связи с трудностью представления временного фактора.
Процессы наследования в настоящее время могут описываться методом графов.
5. Инженерные аспекты использования сплавов с ЭПФ в машиностроении: технологии, достижения и новые тенденции
Ужесточение режимов работы машиностроительных материалов приводит к тому, что наиболее слабым элементом в системе "материал – рабочая
среда", определяющим допустимые условия эксплуатации и ресурс всей сис55
темы, является поверхность материала. Известно, что практически все процессы, приводящие к отказам изделий - износ, коррозия, рост трещин при
статических; динамических и знакопеременных нагрузках начинаются с поверхности, а значит, определяется свойствами относительно тонкого поверхностного слоя. Необходимость упрочнения и защиты поверхности путем ее
модифицирования, либо нанесения моно- или многослойного покрытия зачастую вытекает из невозможности соответствующего улучшения эксплуатационных узлов и деталей даже в случае использования новых конструкционных материалов с улучшенным комплексом физических, механических и
металлургических свойств.
Несмотря на повышенные показатели функционально-механических
свойств, применение соединений из сплавов на основе Ti-Ni в связи с высокой
стоимостью сплава ограничивалось, главным образом, наиболее ответственными деталями с минимизацией расхода материала либо использованием лишь в
дорогостоящем оборудовании. Одним из возможных решений была разработка
более дешевых СПФ, которые могли бы составить замену сплавам на основе TiNi. Для этих целей использовали добавки третьих элементов (Ti-Ni-Fe, -Cu и
др.), но, как известно, для сохранения всех свойств они не должны были превышать 3¸4 (ат.)%, что существенно не снижало стоимость. Применяли более
дешевые СПФ системы Cu-Zn-(Al, Ni, Al-Mn-Ni) и сплавы с ЭПФ на основе Fe
[15], нержавеющие стали с памятью формы типа Fe-Mn-Si-Cr-Ni [96], но недостаток этих сплавов заключался в гораздо меньших величинах проявляемых эффектов (восстанавливаемая деформация er достигает 2-3%,). Тем не менее, в последние годы разработаны новые методы, в частности, соединения труб на основе сплава Fe-Mn-Si [97], (er=1-2%). Но существует ряд недостатков, связанных с особенностями специальной подготовки труб, деформирования материала труб, их размерами и т.д. С этой точки зрения уникальность никелида титана неоспорима. Поэтому в качестве другого, альтернативного разрешения
проблемы экономичности и ресурсосбережения TiNi возможно перспективное направление, связанное с использованием технологий инженерии по56
верхности [98]. Конечной целью в этом случае является замена объемного
сплава с памятью эффективным покрытием либо слоем, выполняющим те же
функции, что и массивный материал.
Мировой опыт показывает, что использования сплавов с ЭПФ, наряду с
нанотехнологиями [99, 100], является интенсивно развивающейся и самостоятельной областью современного космического, стратегического и гражданского материаловедения. Такой повышенный интерес обусловлен возможностями создания техники нового поколения в аэрокосмическом и автомобильном комплексе, в приборо- и машиностроении, электронике, биомедицине и т.д. В настоящее время появились первые сведения об использовании никелида титана в виде композитов, хотя уже более 10 лет назад были
сделаны прогнозы, что его соединения с другими материалами значительно
более перспективны.
Тонкие пленки TiNi. С того времени, как было установлено, что тонкие
пленки из сплавов с ЭПФ могут восстанавливать большие деформации и генерировать значительные восстанавливающие усилия, они привлекли интерес,
особенно в области применений в виде активных элементов микроприводных и
микроэлектромеханических систем (МЭМС). Применительно к МЭМСтехнологиям TiNi имеет уникальные характеристики, в том числе, обладает
свойством выдерживать большие ударные и силовые воздействия. Объемный
сплав отличается низким уровнем отклика и реагирования, в то время как тонкие пленки СПФ обеспечивают большую плотность энергии. Тонкие пленки из
сплавов с ЭПФ (TiNi) в настоящее время встраиваются в структуры микроуровня, профилируются стандартными литографическими технологиями и изготавливаются партиями. Наиболее популярными способами нанесения тонких пленок из сплавов с ЭПФ являются физическое и химическое осаждение из паровой фазы (PVD и CVD) [101, 102], а также напыление, процессы ионного облучения и имплантации [103]. Процессы осуществляются в условиях вакуума в
среде технологического газа.
57
TiNi-адаптивные композиты. В последнее время СПФ-композиты или
«интеллектуальные композиты» (smart composites) привлекают огромное внимание. Во-первых, это связано с экономией дорогостоящего сырья. Во-вторых,
получаемый материал является активным и адаптивным и позволяет эффективно управлять формой разнообразных тонкостенных конструкций – от панелей и использующих их адаптивных неразрезных крыльев летательных аппаратов до сейсмочувствительных датчиков. Разработанные методы построения
композитов с памятью формы базируются на формировании одно- и многослойных конструкций с использованием тонких фольг и пленок из СПФ [104],
либо армировании холоднокатанной тонкой проволокой [105], волокнами, лентами из СПФ. В результате МП (А«М-переходов) происходит значительное
изменение линейных размеров материала при создании реактивных усилий (до
200 МПа), возможно залечивание повреждений и трещин композитов. Для создания адаптивных композиционных материалов с памятью формы чаще всего
используют сплавы никелида титана. Наличие высоких демпфирующих характеристик и свойство сверхупругости СПФ используется для повышения сопротивления ударному разрушению композитов, поскольку псевдоупругий материал способен поглощать большую энергию деформации, чем, например,
графитовые волокна [106]. Это создает определенные предпосылки использования СПФ в композиции «сталь-TiNi».
Однако, существующие микротехнологии тонких пленок и композитов не
могут быть использованы для создания массивных поверхностных слоев из
сплавов с ЭПФ, представляющих интерес в машиностроении. Для этих целей
применяются методы наплавки, плакирования и диффузионного соединения
(рис. 26).
58
Рис. 26. Технологии и методы
инженерии поверхности для получения
модифицированных
слоев из сплавов с ЭПФ
Покрытия и слои. В настоящее время проблема получения прочных и надежных композиций из разнородных материалов методом
наплавки решается за счет
создания косвенных связей с помощью нанесения промежуточных подслоев из
чистых металлов [84]. Ряд экспериментальных исследований указал на возможность получения надежных TiNi-соединений с использованием КПЭ - ТИГ, лазерного и электронного лучей, плазменных технологий. Защитная атмосфера
инертных газов является необходимым условием при проведении подобных
процессов.
Новый реактивный процесс пайки никелида титана через чистый ниобий
обеспечивает прочную металлургическую связь между свариваемым сплавом
(квази-бинарная эвтектика Ni38Ti36Nb24) и открывает возможности создания прототипов сверхупругих ячеистых сотообразных топологических форм из обычного никелида титана. Метод позволяет реализовать сложные пространственные
ферменные конструкции, сотообразные сэндвичевые панели и другие встраиваемые термоактивизируемые многофункциональные структуры на базе сплава
TiNi [107]. Положительные результаты были получены при формировании массивных слоев TiNi на поверхности нержавеющей стали через подслой тантала Ta
ударной дуговой сваркой (Ю. Сузуки, 1998), вакуумным плазменным напылением TiNi на стальные и кремниевые подложки (A. Сикингер, Дж.П. Тетер, 2000;
С. Зигманн, K. Холтер, 2002-2003 [86]), аргонодуговой и лазерной наплавкой
59
(Ф.T.Ченг и сотр., 2004-2005 [108-113]), совместным процессом СВС и ГИП
[114]. В области медицины, например, используют соединение TiNi (10-30%) с
платиной Pt, поскольку имплантируемые проволочные устройства из никелида
титана часто не определяются с помощью рентгена (Шаффер, Гордон, 2004). И,
как показывает практика, сплав TiNi имеет перспективы, как в получении пористых, так и беспористых массивных поверхностных слоев. Покрытия из
сплава с ЭПФ в узлах трения могут обеспечить уменьшение вибраций и шумов, оптимизировать зазоры в парах трения. Однако существующие на сегодняшний день исследования в основном касаются отдельных свойств объемных TiNi-покрытий, при этом их функциональные возможности никаким образом не учитываются. Кроме того, необходимы приемлемые универсальные методы поверхностного модифицирования сплавом TiNi.
В настоящее время разрабатывается новое направление в инженерной
механике материалов, связанное с поверхностным модифицированием сплавами с ЭПФ [115]. Поверхностное модифицирование СПФ позволяет не
только экономно использовать дорогостоящий сплав с памятью в области
машиностроения, но и при обеспечении заданного уровня надежности обеспечить новые функциональные свойства традиционных соединений деталей
машин. Функциональные возможности модифицированного слоя сплава с
ЭПФ используются для получения гарантированной посадки с натягом между соединяемыми деталями. Первые разработки в этой области касались
разъемных соединений типа вал-втулка [116, 117]. На примере технологии
изготовления составных коленчатых валов [118], болтовых соединений [119]
показана возможность соединения с помощью слоя сплава с ЭПФ щек кривошипов с коренными и шатунными шейками. С использованием сплава с
ЭПФ разработана принципиально новая конструкция компенсатора трубопроводов [120], герметичность соединения патрубков и втулок которого с
возможностью последующей разборки-сборки обеспечивается за счет соединения сплавом с ЭПФ. Материалы с ЭПФ использовались в соединениях цилиндрических деталей одного диаметра, в частности, при изготовлении раз60
борного тонкостенного сосуда давления, а также его упрочнении с помощью
установки на цилиндрическую часть оболочки колец из сплава с ЭПФ [121].
Таким образом, разработка методов поверхностного модифицирования
сплавами с ЭПФ является перспективным направлением для создания разъемных
соединений деталей. В настоящее время сведения, касающиеся исследования
комплекса
функционально-механических
свойств
поверхностно-
модифицированных слоев не систематизированы. Общая постановка задач и
методов исследования для достижения поставленной цели может быть представлена в виде развернутой структурной схемы (рис. 27), отображающей
основной алгоритм реализации поставленных задач.
Системность поверхностного модифицирования сплавами с ЭПФ предполагает определение взаимосвязи структуры и свойств получаемых покрытий. Элементы схемы отражают способы управления структурой и свойствами поверхностных слоев, их оптимизацией, и обуславливают достижение
особой структурной организации, которая и обеспечивает новый уровень
функционально-механических
свойств
поверхностно-модифицированных
материалов.
61
ПОВЕРХНОСТНОЕ МОДИФИЦИРОВАНИЕ СПЛАВАМИ С ПАМЯТЬЮ ФОРМЫ НА ОСНОВЕ Ti-Ni
МЕХАНИКА
ТЕХНОЛОГИЧЕСКОГО НАСЛЕДОВАНИЯ
МУЛЬТИФРАКТАЛЬНАЯ
ПАРАМЕТРИЗАЦИЯ
МЕХАНИКА
РАЗРУШЕНИЯ
ОПТИМИЗАЦИЯ
СТРУКТУРА
ГЕНЕРАЦИЯ
РЕАКТИВНЫХ НАПРЯЖЕНИЙ
РЕЗИНОПОДОБНЫЙ
ЭФФЕКТ
АДАПТИВНОСТЬ
РЕАКТИВНЫЕ
НАПРЯЖЕНИЯ
СТЕПЕНЬ ВОССТАНОВЛЕНИЯ
ОБРАТИМАЯ
ДЕФОРМАЦИЯ
ФУКЦИОНАЛЬНЫЕ
ТРЕЩИНОСТОЙКОСТЬ
ЖАРОСТОЙКОСТЬ
ИЗНОСОСТОЙКОСТЬ
ЖАРОПРОЧНОСТЬ
КОРРОЗИОННАЯ
СТОЙКОСТЬ
ТВЕРДОСТЬ
УСТАЛОСТНАЯ
ПРОЧНОСТЬ
ФРИКЦИОННАЯЯ
ППД
МНОГОЦИКЛОВАЯ
ТЕРМООБРАБОТКА
МАЛОЦИКЛОВАЯ
НАПЛАВКА
ЭКСПЛУАТАЦИОННЫЕ
КОРРОЗИОННОУСТА-ЛОСТНАЯ
ПРОЧНОСТЬ
КОМБИНИРОВАННЫЕ МЕТОДЫ
ОБРАБОТКИ
ОБР. РЕЗАНИЕМ,
ДЕФОРМИРУЕМОСТЬ
ОСТАТОЧНЫЕ
НАПРЯЖЕНИЯ
СВАРИВАЕМОСТЬ
УСТОЙЧИВОСТЬ
ТЕКСТУРА
МИКРОСТРУКТУРА
МАКРОСТРУКТУРА
ЭЛ.СТРОЕНИЕ
ХИМ.СОСТАВ
ЭЛЕКТРОМАГНИТНЫЕ
ТЕПЛОФИЗИЧЕСКИЕ
ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ
СТРУКТУРНЫЕ
СВЕРХУПРУ-ГОСТЬ
ОБРАТИМЫЙ ЭПФ
ЭПФ
СВОЙСТВА ПОВЕРХНОСТНЫХ
СЛОЕВ ИЗ СПЛАВА TiNi
ОРГАНИЗАЦИЯ СТРУКТУРЫ
СПЛАВА TiNi-ПОКРЫТИЯ
ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ
ПСЕВДОТЕРМИЧНОСТЬ
ФУНКЦИОНАЛЬНО-МЕХАНИЧЕСКИЕ
ВОЗМОЖНОСТИ
ОСАЖДЕНИЕ
ИЗ ПАРОВОЙ
ФАЗЫ
ПЛАЗМЕННАЯ НАПЛАВКА
ГИП
СВС
ТПМ
ЛАЗЕРНАЯ
НАПЛАВКА
ДУГОВАЯ
НАПЛАВКА
СПОСОБЫ ФОРМИРОВАНИЯ
ПОВЕРХНОСТНЫХ СЛОЕВ TiNi
КОНСТРУКТИВНОТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ РЕШЕНИЯ
НЕРАЗЪЕМНЫЕ
СОЕДИНЕНИЯ
РАЗЪЕМНЫЕ
СОЕДИНЕНИЯ
сварные
Вал втулка
шпоночное
болтовое
ДОЛГОВЕЧНОСТЬ
СВОЙСТВА
Рис. 27. Структурная схема разработки способов формирования поверхностно-модифицированных слоев из материалов с ЭПФ
и их функционально-механического поведения
41
Список использованных источников
1. Формостабильные и интеллектуальные конструкции из композиционных материалов / Г.А. Молодцов, В.Е. Биткин, В.Ф. Симонов,
Ф.Ф. Урмансов. – М.: Машиностроение, 2000. – 352 с.
2. Saadat et al. Utilization of shape memory alloys for structural vibration
control // Proceedings of US-Japan Workshop on Smart Materials and New Technologies for Improvement of Scientific Performance of Urban Structures, KyotoTsukuba (Japan) 17-19 February 1999. – Tsukuba University, 1999. – pp. 15-28.
3. Culshaw B. Smart structures and materials. – Boston: Artech House,
1996. – 207p.
4. Харрисон Дж.Д., Ходгсон Д.Е. Использование сплавов системы Ti-Ni
в механических и электрических соединениях // Эффект памяти формы в
сплавах / Под ред. В.А. Займовского. – М.: Металлургия, 1979. – С. 429-434.
5. Вольченко Д.А. Сплавы с памятью формы // Автомобильная промышленность. – 1991. – №8. – С. 30-31.
6. Peel C.J. Advances in materials for aerospace // The Aeronautical Journal. – 1996. – Vol. 100. – pp. 487-503.
7. Noor A.K. et al. Frontiers of the material world // Aerospace America. –
1998. – Vol. 36, No. 4. – pp. 24-31.
8. Noor A.K. et al. Structures technology for future aerospace systems //
Computers and Structures. – 2000. – Vol. 74. – pp. 507-519.
9. Шишкин С.В., Махутов Н.А. Расчет и проектирование силовых конструкций на сплавах с эффектом памяти формы. – М.:-Ижевск: «Регулярная и
хаотическая динамика», 2007. -412 с.
10. Wei Z.G., Sandström R., Miyazaki S. Review. Shape memory materials
and hybrid composites for smart systems. Part I. Shape memory materials. Part II.
Shape memory hybrid composites // Journal of Materials Science. – 1998. –
Vol. 33. – pp. 3743-3783.
11. Mantovani D. Shape memory alloys: properties and biomedical applications // JOM. – 2000. – Vol. 52, No. 10. – pp. 36-44.
12. Курдюмов Г.В., Хандрос Л.Г. О "термоупругом" равновесии при
мартенситных превращениях // ДАН СССР. – 1949. – Т. 66, № 2. – С. 211220.
13. Хачин В. Н. Мартенситная неупругость сплавов // Известия вузов.
Физика. - 1985. - №5. - С. 82-103.
14. Otsuka K., Wayman C.M. Mechanism of shape memory effect and superelasticity // Shape memory materials., eds. Otsuka K. and Wayman C.M. –
Cambridge University Press, Cambridge, 1998. – pp. 27-48.
15. Материалы с эффектом памяти формы / Справочник: Под ред. Лихачева В.А. – Т. 1. – СПб.: Изд-во НИИХ СПбГУ, 1997. – 424 с. / Т. 2. – СПб.: Издво НИИХ СПбГУ, 1998. – 374 с. / Т. 3 – СПб.: Изд-во НИИХ СПбГУ, 1998, 474 с.
/ Т. 4. – СПб.: Изд-во НИИХ СПбГУ, 1998. – 268 с.
62
16. Ооцука K. Сплавы с эффектом памяти формы / K.Ооцука, К.Симидзу,
Ю. Судзуки // Под ред. Х. Фунакубо. – М.: Металлургия, 1990. – 224с.
17. Shape Memory Application Inc. // [Веб-ресурс]. – http: // www.smainc.com.
18. Хачин В.Н. Никелид титана. Структура и свойства / В.Н. Хачин, В.Г.
Пушин, В.В. Кондратьев. – М.: Наука. – 1992. – 160 с.
19. Егоров С.А. Особенности взаимосвязи механического поведения фазовых и структурных превращений в сплаве TiNi / С.А. Егоров, М.Е. Евард //
ФММ. – 1999. – Т.88. – №5. – с.488-492.
20. Новые материалы / Под ред. Ю.С. Карабасова. – М.: МИСиС, 2002.
– 736с.
21. Лихачев В.А. Эффект памяти формы / В.А.Лихачев, С.Л. Кузьмин, З.П.
Каменцева. – Л.: ЛГУ, 1987. – 216с.
22. Перкинс Д. Термомеханические характеристики сплавов с термоупругим мартенситом. Эффект памяти формы в сплавах / Д. Перкинс, Г.Р.
Эвардс, С.Р. Сач [и др.]. – М.: Металлургия. – 1979. – с.230-254.
23. Корнилов И.И., Белоусов О.К., Качур Е.В. Никелид титана и другие
сплавы с эффектом "памяти" – М.: Наука, 1977. – С. 161.
24. Бойко В.С., Гарбер Р.И., Косевич А.М. Обратимая пластичность
кристаллов. – М.: Наука. Гл. ред. физ.-мат. лит., 1991. – 280 с.
25. Винтайкин Е. З., Носова Г. И., Плахтий В. Д. Структура и свойства
закаленной из расплава ленты из Mn-Cu-Cr-сплава с обратимой памятью
формы // Металловедение и термическая обработка. – 1998. – №10. – С. 3134.
26. Конверистый Ю.К., Матлахова Л.А., Матвеева Н.М. и др. Характеристики эффекта памяти формы быстрозакаленных сплавов TiNi-TiCu // Металлы. – 1988. – №5. – С. 138-141.
27. Конверистый Ю.К., Матвеева Н.М., Матлахова Л.А. Мартенситное
превращение в сплавах системы TiNi-TiCu, полученных сверхбыстрым охлаждением расплава // Металловедение и термическая обработка. – 1988. –
№11. – С. 38-41.
28. Гюнтер В.Э., Итин В.И., Монасевич Л.А. Эффекты памяти формы и
их применение в медицине. – Новосибирск: Наука, 1992. – 742 с.
29. Волков А.Е. Микроструктурное моделирование деформации сплавов при повторяющихся мартенситных превращения // Изв. АН, сер. Физическая. - 2002. – т.66. - №9. – С.1290-1297.
30. Пушин В.Г., Прокошкин С.Д., Валиев Р.З. Сплавы никелида титана
с памятью формы. Ч. I. Структура, фазовые превращения и свойства. Екатеринбург: УрО РАН, 2006. 440 с.
31. Рыклина Е. П., Хмелевская И. Ю., Прокошкин С. Д. Применение
сплавов на основе никелида титана в медицине // Технологии живых систем»,
2005 г. -№ 4-5.
32. Андреев В.А., Евард М.Е., Бондарев А.Б. Хусаинов М.А. Повреждаемость и разрушение сплавов TiNi, проявляющих псевдоупругость / Вестник
63
Новгородского государственного университета. Технические науки. 2006. № 44. - С.4-8.
33. Хусаинов М.А., Андреев В.А., Афанасьев А.Б.и др. Механическое
поведение сплав с памятью формы и их использование в технике /Вестник
Новгородского государственного университета.- 2005. - №30. – С. 1-11.
34. Wayman C.M., Shimizu K. The shape memory (marmem) effect in alloys // Metallurgical Science. – 1972. – Vol. 6., No. 10. – pp. 175-183.
35. Delay L. et al. Thermoelasticity, pseudo-elasticity and memory effects
associated with martensitic transformation. Parts 1-3 // Journal of Materials Science. – 1974. – Vol. 9, No. 9. – pp. 1521-1555.
36. Duerig T.W. et al. Engineering aspects of shape memory alloys. – London: Butterworth-Heinemann, 1990. – 394.
37. McKelvey A.C., Ricthie R.O. Fatigue-crack propagation in Nitinol, a
shape-memory and superelastic endovascular stent material // Journal of Biomedical Materials Research. – 1999. – Vol. 47. – pp. 301-308.
38. McKelvey A.C., Ricthie R.O. Fatigue-crack growth behavior in the superelastic and shape-memory alloy Nitinol // Metallurgical and Materials Transactions A. – 2001. – Vol. 32A, N. 3. – pp. 731-743.
39. Sittner P., Novak V. Anisotropy of martensitic transformations in modeling of shape memory alloy polycrystals. I International Journal of Plasticity.
V16. 2000. p. 1243-1268.
40. Rachinger W.A. A “super-elastic” single crystal calibration bar // British
Journal of Applied Physics. – 1958. – Vol. 9, № 6. – pp. 250-252.
41. Buehler W.J., Wang F.W. A summary of recent research on the Nitinol
alloys and their potential application in ocean engineering // Ocean Engineering. –
1967. – № 1. – pp. 105-120.
42. Wilkes K.E., Liaw P.K. The fatigue behavior of shape-memory alloys //
JOM. – 2000. – Vol. 52, № 10. – pp. 45-51.
43. Melton K.N., Mercier O. Fatigue of NiTi thermoelastic martensites //
Acta Metallurgica. – 1979. – Vol. 27, № 1. – pp. 137-144.
44. Melton K.N., Mercier O. The effect of martensite phase transformation
on the low cycle fatigue-behavior of polycrystalline NiTi and Cu-Al-Zn alloys //
Materials Science and Engineering. – 1979. – Vol. 40, № 1. – pp. 81-87.
45. Херцберг Р.В. Деформация и механика разрушения конструкционных материалов. Пер. с англ. / Под ред. Бернштейна М.Л., Ефименко С.П. –
М.: Металлургия. – 1989. – 576 с.
46. Clayton P. Tribological behavior of a titanium-nickel alloy / [Pap.] 9th
Int. Conf. "Wear Mater.", San Francisco, Calif., Apr. 13-16, 1993 // Wear. – 1993.
– 162-164, pt. a, – pp. 202-210.
47. McNichols J.L., Brookes P.C., Cory J.S. NiTi fatigue behavior // Journal
of Applied Physics. – 1981. – Vol. 52, No. 12. – pp. 7442-7444.
48. Tobushi H., Ikai A., Yamada S., Tanaka K., Lexcellent C. Thermomechanical properties of TiNi shape memory alloys // Journal de Physique IV. – 1996
A. – Vol. C1, No. 6. – pp. 385-393.
64
49. Tobushi H. et al. Cyclic deformation and fatigue behavior of a TiNi
shape memory alloy wire subjected to rotating bending // Transactions of the
ASME, Journal of Engineering Materials and Technology. – 1998. – Vol. 120, No.
1. – pp. 64-70.
50. Miyazaki S. et al. Fatigue Life of Ti-50at%Ni and Ti-40Ni-10Cu(at%)
Shape Memory Alloy Wires / ICOMAT-98, San Carlos de Bariloche, Argentina,
Dec. 1998, ed. by M. Ahlers, G. Kostorz and M. Sade // Materials Science and Engineering. – 1999, A273-275. – pp. 658-663.
51. Sawaguchi T., Kaustrater G.,Yawny A., Wagner M., Eggeler G. Crack
Initiation and Propagation in 50.9 At. pct Ni-Ti Pseudoelastic Shape-Memory
Wires in Bending-Rotation Fatigue. Metallurgical and materials transactions A. V34A.
2003., p.14.
52. Hornbogen E. Martensitic transformation at a propagating crack // Acta
Metallurgica. – 1978. – Vol. 26, No. 1. – pp. 147-152.
53. Ni W. Recovery of microindents in a nickel-titanium shape memory alloy:
A "self healing" effect / W. Ni, Y.-T. Cheng, D.S. Grummon // J. Applied Physics Letters. – 2002. – Vol.80 (18). - p. 3310-3313.
54. Liang Y.N. Wear behavior of a TiNi alloy / Y.N. Liang, S.Z. Li, Y.B. Jin //
J. Wear. – Vol. 97. – 1996. – pp. 236-241.
55. Proceedings of International Conference on Martensitic Transformations
(ICOMAT-02). Espoo, Finland. / Ed. J. Pietikainen, O. Soderberg. - J. Phys. IV. - 2003.
- Vol.112. - P.I . – pp.1-635 / P.II. – pp.635-1240.
56. Clayton P. Tribological behavior of a titanium-nickel alloy / [Pap.] 9th
Int. Conf. "Wear Mater.", San Francisco, Calif., Apr. 13-16, 1993 // Wear. – 1993.
– 162-164, pt. a, – pp. 202-210.
57. Li D.Y. Wear behavior of TiNi shape memory alloys // Scripta Materialia. – 1996. – Vol. 43, No. 2. – pp. 195-200.
58. Shida Y., Sugimoto Y. Water jet erosion behavior of Ti-Ni binary alloys
// Wear. – 1991. – Vol. 146. – pp. 219-228.
59. Richman R.H., Rao A.S., Kung D. Cavitation erosion of NiTi explosively welded to steel // Wear. – 1995. – Vol. 181-183. – p. 80-85.
60. Kumar S. et al. Preliminary investigation of nitinol/steel adhesion, creep
and wear characteristics / Illinois Institute of Technology Report IIT-TRANS-78-5,
June 1978.
61.Jin J., Wang H. // Acta Metallurgica Sinica. – 1988. – Vol. 24. – A66.
62. Fu Y. Deposition of TiN layer on TiNi thin films to improve surface properties
/ Y. Fu, H. Du, S. Zhang // Surface and Coating Technology. – 2003. – pp.129-136.
63. Lin H.C. The wear-resistance of TiNi intermetallics with TiN coating /
H.C. Lin, H.M. Liao, J.L. He [и др] // TMS Annual Meeting: Advances in coatings technologies II – 1997. – p.356-361.
64. Fu Y. Functionally graded TiN/TiNi shape memory alloy films / Y. Fu, H.
Du, S. Zhang // J. Materials Letters. – Vol.57. – 2003. – pp. 2995– 2999.
65. Гришков В.Н. Структурные превращения и эволюция мезострутуры
при деформировании гетерогенно-слоевых сплавов на основе TiNi / В.Н.
65
Гришков, А.И. Лотков, В.Н. Тимкин // Физическая мезомеханика. - 2004. Т.7. - Спец. Выпуск. Ч.2. – с.131-134.
66. Fu Y. Deposition of TiN layer on TiNi thin films to improve surface properties
/ Y. Fu, H. Du, S. Zhang // Surface and Coating Technology. – 2003. – pp.129-136.
67. Li D.Y. Development of novel tribo composites with TiNi shape memory alloy matrix // J. Wear. – Vol.255, Is. 1-6. – 2003. - рр.617-628.
68. Савченко Н.Л. Триботехнические исследования трансформационноупрочненных металломатричных композитов TiC-NiTi / Н.Л. Савченко, С.Н.
Кульков, П.В. Королёв // Трение, износ, смазка. – 2001. – т.3. – №4.
69. Li D.Y. A new type of wear-resistant material: pseudo-elastic TiNi alloy
// Wear. – 1998. – Vol. 221. – pp. 116-123.
70. Sing J., Alpas T.T. // Wear. – 1995. – Vol. 181-183. – p. 302-311.
71. Отчет по НИР. Исследование и разработка износостойких и антифрикционных покрытий на основе материалов системы титан-никель для деталей горного оборудования и большегрузных автомашин. № г/р 810009863.
Тула: НПО "Тулачермет", 1982. – 112 с.
72. Richman R.H., Rao A.S., Kung D. Cavitation erosion of NiTi explosively welded to steel // Wear. – 1995. – Vol. 181-183. – p. 80-85.
73. Richman R.H., McNaughton W.P. // Journal of Materials Engineering
Performance. – 1997. – Vol. 6. – pp. 633-641.
74. Wu S.K., Lin H.C., Yeh C.H. A comparison of the cavitation erosion resistance of TiNi alloys, SUS304 stainless steel and Ni-based self-fluxing alloy //
Wear. – 2000. – Vol. 224. – pp. 85-93.
75. Hiraga H., Inoue T., Shimura H., Matsunawa A. Cavitation erosion
mechanism of NiTi coatings made by laser plasma hybrid spraying // Wear. –
1999. – Vol. 231. – pp. 272-278.
76. He J.L. Cavitation-resistant TiNi films deposited by using cathodic arc
plasma ion plating / J.L. He, K.W. Won // J. Wear. – 1999. – Vol. 233-235. –
pp.104-110.
77. Cheng F.T. NiTi cladding on stainless steel by TIG surfacing process: Part I.
Cavitation erosion behavior / F.T. Cheng, K.H. Lo, H.C. Man // J. Surface and Coatings
Technology. – 2003. - Vol. 172. - Iss.2/3. - pp.308-315.
78. Chiu K.Y. Cavitation erosion resistance of AISI 316L stainless steel laser
surface-modified with NiTi / K.Y. Chiu, F.T. Cheng, H.C. Man // J. Маterials Science
and Engineering Technology. – 2005. - A 392. - pp.348-358.
79. Weng J.R. Solid/liquid erosion behavior of gas tungsten arc welded TiNi
overlay / J.R. Weng, J.T. Chang, K.C. Chen // J. Wear. – 2003. - Vol.255. – Is.1-6.– рр.
219-224.
80. Corrosion resistance of TiNi alloys // [Веб-ресурс]. – http:/
/www.aerofit.com/SMA/ corrwref.pdf .
81. Duering T.W. The use of superelasticity in medicine / T.W. Duering, A.R.
Pelton, D. Stockel // Metall. Heidelberg. Sonderdruck aus Heft 9/96. – p. 569-574.
82. Otsuka K. Martensitic transformation in nonferrous shape memory alloys /
K. Otsuka, X. Ren // J.Materials Science and Engin. – 1999. - A273-275. – p.89-105.
66
83. Ильин А.А. Медицинский инструмент и имплантанты из никелида
титана: металловедение, технология, применение / А.А. Ильин, М.Ю. Колеров, В.И. Хачин [и др.] // Металлы. – 2002. - №3. – с.105-110.
84. Будревич Д.Г. Повышение долговечности деталей машин поверхностным модифицированием сплавми с эффектом памяти формы // Автореф.
дис… канд. техн. наук. – Краснодар, 2003. – 24с.
85. Чернов Д.Б. Проблемы разработки материалов с памятью формы с заданными свойствами // Диаграммы состояния в металловедении. – Киев, 1984. – с.
72-77.
86. Siegmann S. Vacuum plasma sprayed coatings and freestanding parts of
Ni-Ti shape memory alloy / S. Siegmann, K. Halter, B. Wielage // Proc. of Int.
Thermal Spray Conf. (ITSC 2002). – Essen, 2002. - P. 357-361.
87.Сурикова Н.С. Влияние примесей азота на деформацию монокристаллов TiNi (Fe, Mo) / Н.С. Сурикова, О.В. Лысенко // [Веб-ресурс]. –
http://www.tsuab.ru /50LET/ACT/12tez13.html.
88.
Мейснер Л.Л. Мартенситные превращения в сплавах TiNi-TiZr /
Л.Л. Мейснер, В.П. Сивоха // ФММ. – 1999. - Т.88. - № 6. - С. 59-62.
89. Бледнова Ж.М. Функционально-механическое поведение материалов, поверхностно-модифицированных сплавами с эффектом памяти
формы, с позиции механики технологического наследования / Ж.М. Бледнова, М.А. Степаненко // Теория и практика технологии производства изделий
из композиционных материалов и новых металлических сплавов. Корпоративные, нано- и САLS-технологии в наукоемких отраслях промышленности:
Сб. науч. тр. 4-й Моск. Междунар. конф. – М: МГУ, 2005. – с. 271-277.
90. Беляев С.П. Исследование процессов окисления и сегрегации на
поверхности никелида титана / С.П. Беляев, Ф.З. Гильмутдинов, О.М. Канунникова // ПЖТФ. – 1999. - Т.25. – вып.3. - с. 89-93.
91. Суслов А.Г. Научные основы технологии машиностроения / А.Г. Суслов, А.М. Дальский. – М.: Машиностроение, 2002. – 685с.
92. Хейфец М.Л. Технологическое наследование эксплуатационных
параметров качества восстанавливаемых деталей / М.Л. Хейфец, В.С. Точило, В.И. Семенов [и др.] // Тяжелое машиностроение. - 2005. - №4. – 5 с.
93. Патраков Д.Н. Моделирование дискретных технологических систем
в производстве деталей аэрокосмической техники с позиции технологического наследования // [Веб-ресурс].–http://iu4.bmstu.ru/konf/2003/sbornik/s2_25.doc. - С. 143146.
94. Хейфец М.Л. Пути повышения эффективности процессов формирования поверхностей с позиций синергетики// Вестник машиностроения.-1994. - №2.С. 22-25.
95. Иванова, В.С. Синергетика. Прочность и разрушение металлических
материалов. – М.: Наука, 1992. - 236 с
96. Maji B.C. The microstructure of an Fe-Mn-Si-Cr-Ni stainless steel
shape memoy alloy / B.C. Maji, M. Krishnan, V.V. Rama Rao // Metallurgical and
materials transactions A. - 2003. – Vol.34A.– pp.1029-1032.
67
97. Jee K.K. New method of pipe joining using shape memory alloys /
K.K. Jee, J.H. Han, W.Y. Jang // Proc. оf Int. Conf. on Martensitic Transformations (ICOMAT-05). – Shanghai, 2005. – 4 p.
98. Бледнова Ж.М. Поверхностное модифицирование деталей материалами с эффектом памяти формы с целью обеспечения функциональномеханических свойств как фактор ресурсосбережения / Ж.М. Бледнова, М.А.
Степаненко // Производство и ремонт машин: Сб. науч. тр. Международ. науч.технич. конф. – Ставрополь: «Агрус» СтГАУ, 2005. – С. 11-18.
99. Pushin V.G. The nanostructured TiNi shape-memory alloys: new properties
and application /V.G. Pushin., R.Z. Valiev// J.Solid State Phenomena.– 2003.-Vol. 94.–
P.13-24.
100. Гусев А.И. Нанокристаллические материалы: методы получения и
свойства. – Екатеринбург: УрО РАН, 1998. – 200 с.
101. Fu Y. Deposition of TiN layer on TiNi thin films to improve surface properties / Y. Fu, H. Du, S. Zhang // Surface and Coatings Technology. – 2003. – Vol. 167. – p.
129–136.
102. Grummon D.C. Progress on sputter-deposited thermoactive titanium
nickel films / D.C. Grummon, S.L. Hou, Z. Zhao [и др.] // J.Phys.IV, 32. - 1995.p. 504.
103. LaGrange T. An ion implantation processing technique used to develop shape memory TiNi thin film micro-actuator devices / T. LaGrange, R. Gotthardt // J. Phys.IV, 115. – 2004. – p. 47.
104. Amano М. Evaluation of damage suppression effect of TiNi shape
memory alloy foils embedded in carbon fiber reinforced plastic laminates / М.
Amano, I. Taketa // Adv. Composite Mater. - 2005. – Vol.14. - № 1. - p. 43-61.
105. Xu Y. Development of shape memory alloy smart composites // AIST Today. – 2002. - Vol.2. - №8. – p. 12.
106. Paine J.S.N. The response of SMA hybrid composite materials to low
velocity impact / J.S.N. Paine, C.A. Rogers // J. of Intelligent Material Systems and
Structures. - 1994. - Vol. 5. - pp.530-535.
107. Grummon D.S. Fabrication of cellular shape memory alloy materials by transient-liquid reactive brazing using niobium / D.S. Grummon, J.A. Shaw, J. Foltz // Proc. оf
Int. Conf. on Martensitic Transformations (ICOMAT-05). – Shanghai, 2005. – 4 p.
108. Cheng F.T. NiTi cladding on stainless steel by TIG surfacing process: Part
I. Cavitation erosion behavior / F.T. Cheng, K.H. Lo, H.C. Man // J. Surface and Coatings Technology. – 2003. - Vol. 172. - Iss.2/3. - p. 308-315.
109. Chiu K.Y. Cavitation erosion resistance of AISI 316L stainless steel laser
surface-modified with NiTi / K.Y. Chiu, F.T. Cheng, H.C. Man // J. Маterials Science
and Engineering Technology. – 2005. - A 392. - pp.348-358.
110. Бледнова, Ж.М. Структурно-механические свойства материалов,
поверхностно-модифицированных сплавами с эффектом памяти формы /
Ж.М. Бледнова, Д.Г. Будревич, Н.А. Махутов, М.И. Чаевский // Заводская лаборатория. – 2003. - №9. – С. 61-64.
111. Бледнова Ж.М. Получение покрытий из сплава нитинол с эффектом памяти формы на поверхности сталей 45 и 40Х аргонодуговой наплавкой
68
/ Ж.М. Бледнова, Д.Г. Будревич, Н.А. Махутов [и др.] // МиТОМ. - 2003. - №
10.- С.26-29.
112. Бледнова Ж.М., Махутов Н.А., Степаненко М.А. Особенности
структуры и свойств поверхностных слоев из сплава с эффектами памяти
формы, используемых в термомеханических соединениях // Заводская лаборатория. Диагностика материалов. – 2006. – Т.72, №5. – С. 42-49.
113. Бледнова Ж.М. Русинов П.О. Формирование наноструктурированных поверхностных слоев из материалов с памятью формы на основе TiNi
плазменной наплавкой // Упрочняющие технологии и покрытия. 2009. № 8. С. 42-48.
114. Использование порошков никелида титана для получения поверхностных слоев, обеспечивающих функциональные свойства деталей / Ж.М. Бледнова, М.И. Чаевский, Д.Г. Будревич, М.А. Степаненко // Новые перспективные
материалы и технологии их получения (НПМ) – 2004: Сб. науч. тр. Междун.
Конф. – Волгоград: ВГТУ.- 2004. - В 2-х т. Том 1. - С. 170-171.
115. Комбинированные детали машин с элементами из материала с
памятью формы / Ж.М. Бледнова, М.И. Чаевский, М.А. Степаненко, Д.Г.
Будревич // Актуальные проблемы прочности: Матер. XLII Международ.
конф. - Витебск, респ. Беларусь, 2004 . - С. 170-171.
116. Пат. 2214898 Российская Федерация, МПК7 B23 P11/02 F16 B4/00.
Способ соединения деталей, имеющих цилиндрическую поверхность сопряжения /
Чаевский М.И., Бледнова Ж.М., Будревич Д.Г.; заявитель и патентообладатель КубГТУ. – №2001135004/02; заявл. 19.12.01; опубл. 27.10.03. – 6 с.
117. Пат. 2249731 Российская Федерация, МПК7 F16 C3/02. Способ закрепления на пустотелом валу сопрягаемых деталей / Бледнова Ж.М., Чаевский
М.И., Мышевский И.С.; заявитель и патентообладатель КубГТУ. – №
2003125197/11; заявл. 14.08.03; опубл. 10.04.05.
118. Пат. 2199037 РФ, МПК7 F16 C3/04-3/12. Составной коленчатый
вал и способ соединения щек кривошипов с коренными и шатунными шейками / Чаевский М.И., Бледнова Ж.М., Шауро А.Н., Будревич Д.Г.; заявитель
и патентообладатель КубГТУ. – № 2001117085/28; заявл. 18.06.01; опубл.
20.02.03. – 10 с.
119. Пат. 2256108 РФ, МПК7 F 16 B 31/00, B 39/00. Способ изготовления болтового соединения для работы в условиях вибраций /
Ж.М. Бледнова, Н.А. Махутов, М.И. Чаевский ; заявитель и патентообладатель КубГТУ. – № 200313697611 ; заявл. 22.12.03 ; опубл. 10.07.05.
120. Пат. 2265769 РФ, МПК7 F 16 L 51/00. Компенсатор для трубопроводов
/ Чаевский М.И., Бледнова Ж.М., Вотинов А.В., Стрелевский Д.А. ; заявитель и патентообладатель ГОУВПО КубГТУ.– № 2004128659/06 ; заявл. 27.09.04; опубл.
10.12.05.
121. Пат. 55904 РФ, МПК F16 D1/00. Соединение цилиндрических
деталей одного диаметра / Бледнова Ж.М., Чаевский М.И., Мышевский И.С. ;
заявитель и патентообладатель ГОУ ВПО КубГТУ. – № 2006115050/22; заявл. 02.05.06; опубл. 27.08.06.
69