(В.Г. Шипша)

Эффект памяти формы (ЭПФ) в металлах, открытие которого по праву рассматривается как одно из самых значительных достижений материаловедения, в настоящее время интенсивно исследуется и ряде случаев успешно применяется в технике.

Научный интерес к этому явлению определяется стремлением познать физическую природу и механизм ЭПФ, что расширяет фундаментальные представления о неупругом поведении твердых тел. С практической точки зрения эти исследования стимулируются тем, что ЭПФ в металлах уже сейчас открывает широкие перспективы применения в технике, позволяя создавать элементы и устройства с принципиально новыми функциональными свойствами.

До недавнего времени неупругую деформацию рассматривали как пластическую и считали ее необратимой. Пластическая деформация кристаллов происходит за счет движения дефектов кристаллической решетки — элементарных носителей деформации, в качестве которых выступают точечные дефекты и (или) дислокации. Важно подчеркнуть, что в общем случае расположение дислокаций и (или) точечных дефектов в новые последеформационные позиции после снятия нагрузки могут оказаться стабильными, т. е. не предпочтительнее исходных. Следствием этого является практически полная необратимость неупругой деформации. Наблюдающееся на практике механическое последействие, связанное с некоторым обратным перемещением дефектов после разгрузки, не превышает 10^–4–10^–3 относительной деформации и им можно пренебречь.

Наряду с вышеуказанными механизмами пластическая деформация может быть вызвана механическим двойникованием кристалла.

Исследованиями последних десятилетий установлено, что существует обширный класс материалов (сплавы на основе никелида титана TiNi, латуни и бронзы сложного состава и др.), у которых элементарный акт пластичности осуществляется за счет обратимого мартенситного превращения, упругого двойникования и ряда других процессов, коренным образом изменяющих закономерности неупругого деформирования. У этих сплавов, в частности, может наблюдаться полная или частичная обратимость неупругой деформации, называемая эффектом памяти формы.

В основе ЭПФ большинства сплавов лежат так называемые термоупругие мартенситные превращения (ТУМП). Теория мартенситных превращений основывается на фундаментальных представлениях о закономерном характере перестройки кристаллической решетки и когерентности сосуществующих фаз аустенита (А) и мартенсита (М), сформулированных Г.В. Курдюмовым (высокотемпературную фазу принято называть аустенитом, а низкотемпературную — мартенситом).

Для сплавов с ТУМП характерна зависимость фазового состава от температуры, представленная на рис. 25.1.

При охлаждении материала из аустенитного состояния мартенсит начинает образовываться с некоторой температуры М_н. При дальнейшем охлаждении количество мартенситной фазы увеличивается, и полное превращение аустенита в мартенсит заканчивается при некоторой температуре М_к. Ниже этой температуры термодинамически устойчивой остается только мартенситная фаза. При нагреве превращение мартенсита в аустенит начинается с некоторой температуры А_н и полностью заканчивается при температуре А_к. При полном термоциклировании получается гистерезисная петля. Ширина гистерезисной петли по температурной шкале А_к–М_н или А_н–М_к может быть различной для разных материалов: широкой или узкой (рис. 25.1, а и б). При наличии механических напряжений температуры М_н, М_к,, А_н и А_к могут смещаться в сторону более высоких температур, и в этом случае их обозначают как , , и .

Рис. 25.1. Зависимость фазового состава сплава от температуры:
а) широкий гистерезис; б) узкий гистерезис

Важно отметить, что при ТУМП (в отличие от обычных мартенситных превращений, например в сталях) межфазные границы между А и М сохраняют когерентность и являются легко подвижными. При охлаждении (прямое превращение) в интервале температур (М_н–М_к) зарождаются и растут кристаллы мартенсита, а при нагреве (обратное превращение) в интервале температур (А_н–А_к) кристаллы мартенсита исчезают (превращаются в аустенит) в обратной последовательности (рис. 25.2).

Для изотропного материала при отсутствии внешних напряжений мартенситные пластины, образующиеся при прямом превращении, не имеют преимущественной ориентировки, и локальные сдвиговые деформации в среднем по объему компенсируются. В процессе обратного превращения (М ® А) перестройка решетки в исходную протекает строго в обратной последовательности. При этом не наблюдается макроскопического изменения формы материала, за исключением небольшого изменения объема (например, для сплава на основе TiNi изменение объема составляет около 0,34 %, что на порядок меньше, чем для сталей (»  4 %)).

В случае наличия в материале ориентированных напряжений (например, действие внешней нагрузки) мартенситные пластины приобретают преимущественную ориентировку, и локальные сдвиговые деформации приводят к макроскопическому изменению формы образца (принцип Ле Шателье-Брауна). В процессе обратного превращения (М ® А) перестройка решетки происходит по принципу «точно назад», при этом локальные сдвиговые деформации исчезают и, следовательно, устраняется макроскопическое изменение формы. Внешнее проявление такого поведения материала интерпретируется как ЭПФ.

Для полного восстановления формы необходимо, чтобы мартенситное превращение являлось кристаллографически обратимым. Кристаллографическая обратимость превращения предполагает не только восстановление кристаллической структуры, зависящей от обратного превращения, но и восстановление кристаллографической ориентировки исходной фазы перед превращением. Кроме того, необходимо, чтобы деформация осуществлялась без участия скольжения, так как скольжение является необратимым процессом, и при нагреве деформация не устраняется.

Мартенситное превращение может инициироваться не только изменением температуры, но и порождаться механическими усилиями. В соответствии со сказанным, различают термомартенсит и механомартенсит, и при анализе фазовых диаграмм (рис. 25.1) вводят обычно еще три характеристических температуры: Т₀, М_д, А_д, где Т₀ — температура термодинамического равновесия; М_д — температура, ниже которой мартенсит может возникнуть не только вследствие понижения температуры, но и под действием механического напряжения; А_д — температура, выше которой аустенит может появиться не только вследствие нагревания, но и под действием механических напряжений.

Расположение этих температур относительно петли гистерезиса оказывает влияние на поведение материала при термосиловом воздействии. В случае узкого гистерезиса (рис. 25.1, б) температура М_д может оказаться правее температуры конца аустенитного превращения А_к, а при широком гистерезисе — левее этой температуры (рис. 25.1, а).

В сплавах с узким гистерезисом наведенный механомартенсит, т. е. мартенсит, образованный под действием внешней нагрузки при температуре ниже М_д (но выше А_к), будет термодинамически неустойчивым и при разгрузке он должен исчезнуть. На рис. 25.1 превращения аустенит—мартенсит условно обозначены вертикальными стрелками. В таких материалах наблюдается так называемый эффект псевдоупругости, очевидно связанный с этими явлениями.

При широком гистерезисе наведенный механомартенсит будет термодинамически устойчивым и сохраняется при разгрузке. Деформации в этом случае исчезнут только после нагрева, т. е. после завершения реакции М ® А.

Диаграмма деформирования материалов с ЭПФ, испытывающих обратимые фазовые превращения (рис. 25.3), существенно отличается от таковой для обычных материалов. После упругого деформирования (участок 0А) материал испытывает значительную пластическую деформацию с очень малым деформационным упрочнением (участок АВ), где пластичность обусловлена фазовым превращением. Дальнейшее деформирование материала протекает как обычно (участок BCD). Напряжение, соответствующее началу пластической деформации (точка А), связанной с фазовыми превращениями, принято называть фазовым пределом текучести в отличие от обычного предела текучести s t .

Фазовый предел текучести зависит от температуры испытания (рис. 25.3, б) и имеет минимальное значение при температуре, близкой к М_н.

Протекание обратимых фазовых превращений в сплавах с ЭПФ сопровождается рядом необычных термомеханических эффектов, основные из которых рассмотрены ниже.

Этот эффект можно проиллюстрировать следующим образом. Образец из сплава с ЭПФ при температуре выше (в аустенитном состоянии) нагружается силой Р (рис. 25.4) и затем охлаждается. В интервале температур наблюдается интенсивное накопление деформации e _пп в результате прямой мартенситной реакции. После снятия нагрузки деформация e _пп сохраняется. При последующем нагревании деформированного образца в интервале температур деформация e _пп устраняется, что является демонстрацией ЭПФ.

Существует линейная зависимость между e _пп и приложенными напряжениями до определенных значений, выше которых наблюдаются отклонения различного характера.

Рис. 25.3. Схема диаграммы деформирования (а) и зависимость фазового предела текучести
от температуры испытания (б) материала с ЭПФ

Рис. 25.4. Накопление деформации под нагрузкой при охлаждении (сплошная линия) и устранение ее
при нагреве без нагрузки (пунктирные линии)

Феноменологию ЭПФ можно проиллюстрировать следующим образом. Образец деформируют (например, растяжением) при температуре ниже М_д (рис. 25.5, а). При достижении напряжения образец деформируется пластически (участок АВ), и эту деформацию называют фазовой (e ^ф), так как она вызвана фазовыми превращениями «аустенит—мартенсит», или «мартенсит—мартенсит», или их комбинациями. В некоторых случаях фазовая пластическая деформация может протекать в несколько стадий, что определяется многостадийностью фазовых превращений (например, в Cu—Al—Ni).

Рис. 25.5. Схема реализации ЭПФ (а) и зависимость степени восстановления формы от
предварительной деформации (б)

После разгрузки (участок ВС) фазовая деформация (e ^ф) сохраняется в образце. При нагреве образца в результате протекания обратного мартенситного превращения в интервале температур (А_н—А_к) фазовая деформация восстанавливается (участок СД). Это, собственно, и есть эффект памяти формы.

В случае, когда восстановленная деформация e _вос < e ^ф, в образце сохраняется некоторая остаточная деформация e _ост, накапливаемая в результате инициализации необратимых каналов пластичности, например, дислокационных.

Зависимость степени восстановления деформации h , определяемая как h = ( e _{вос/ e} ^{ф )} , представлена на рис. 25.5, б. Максимальная фазовая деформация , которая восстанавливается полностью(h = 1) при реализации ЭПФ, зависит от материала, его термомеханической обработки и условий деформирования (например, для сплавов на основе TiNi = 6–12 %, для сплавов Cu—Al—Mn = 4–10 %).

Наиболее эффективным способом деформирования является деформирование в режиме эффекта пластичности превращения, когда наиболее полно реализуются деформационные возможности фазовых превращений. Однако технологически такой способ трудно осуществим. Реально на практике используется схема активного деформирования при температуре, близкой к М_н, при которой деформирующие нагрузки минимальны (рис. 25.3, б).

Одной из особенностей деформационно-силового поведения материалов с ЭПФ является эффект генерации реактивных напряжений, физиическая интерпретация которого приведена на рис. 25.6. После деформирования (участок ОАВ) образца с ЭПФ при Т» М_н и разгрузки (ВС) в нем сохранится фазовая деформация. Если при последующем нагреве воспрепятствовать свободному восстановлению деформации (заневолить образец), то в нем возникнут внутренние напряжения, называемые реактивными s _r (участок СD₁). Значение максимальных зависит от деформации начала противодействия e _нп и жесткости противодействия К = tga , с увеличением e _нп и К максимальные реактивные напряжения растут, что отражено на рис. 25.6 (кривые 1, 2, 3).

Рис. 25.6. Схема генерации реактивных напряжений: ОАВ — деформирование при Т» М_н; ВС — разгрузка;
СD₁ — генерация реактивных напряжений при нагреве
в заневоленном состоянии (для 1 и 2 — e _нп1 = e _нп2,
К₁ > К₂; для 2 и 3 — e _нп3 < e _нп2, К₃ = К₂)

У сплавов на основе TiNi могут достигать 600–800 МПа, а в композиции Ti—Ni—Hf — даже 1300 МПа.

Необходимо отметить, что при последующем охлаждении в интервале температур прямого мартенситного превращения реактивные напряжения s _r релаксируют практически до нуля. Типичный гистерезис, демонстрирующий эффект генерации и релаксации реактивных напряжений в сплаве на основе TiNi, приведен на рис. 25.7.

Рис.25.7. Эффект генерации (1) и релаксации (2) реактивных напряжений

Характерная особенность реактивного напряжения заключается в многократной воспроизводимости гистерезисной зависимости напряжения от температуры при повторяющихся нагревах и охлаждениях. Термомеханический гистерезис не обязательно бывает замкнутым, особенно в первых циклах, но после некоторого числа термоциклов гистерезисная петля стабилизируется (замыкается.). Это весьма важно для практического использования материалов с ЭПФ в циклически действующих устройствах.

При генерации s _r интервал расширяется и смещается в сторону более высоких температур, причем возрастает незначительно, а повышается довольно сильно, например, в сплавах на основе TiNi на сто и более градусов.

Реактивные напряжения при температурах выше весьма стабильны во времени (рис. 25.8), что обеспечивает длительную работоспособность деталей, в которых реализуются s _r.

Рис. 25.8. Изменение реактивных напряжений во времени. Сплав (Ti — 52,5 %, Ni — 2,5 % Fe),
начальные значения s _r = 200 МПа (1) и s _r = 130 МПа (2)

 Псевдоупругость — это способность материала с ЭПФ пластически деформироваться при определенных условиях и восстанавливать деформацию при снятии внешней деформирующей нагрузки, как показано на рис. 25.9.

Рис. 25.9. Псевдоупругое механическое поведение на основе сплава TiNi
при < Т < М_д

На участке АВ пластическая деформация обусловлена протеканием реакции «аустенит ® мартенсит», инициируемой механическим нагружением. Наведенный в данных условиях мартенсит термодинамически неустойчив и при снятии нагрузки превращается в аустенит, что сопровождается исчезновением пластической деформации (участок ВС).

Значение псевдоупругой деформации может составлять для разных сплавов от 2 до 8 %, что позволяет изготавливать из сплавов с ЭПФ упругие элементы с существенно более высокими деформационными способностями (например, суперпружины).

Эффект псевдоупругости может реализовываться и при других условиях деформирования, например при Т < М_к, с задействованием других механизмов обратимой деформации. Однако внешнее его проявление аналогично рассмотрен-ному.

У многих материалов в процессе термоциклирования в ненагруженном состоянии через интервалы прямого и обратного мартенситных превращений при охлаждении деформация накапливается (1), а при нагреве (2) восстанавливается (рис. 25.10).

Рис. 25.10. Накопление (1) деформации при охлаждении и ее восстановление (2) при нагреве
в сплаве с ЭПФ в ненагруженном состоянии после предварительного термоциклирования
под нагрузкой через интервал М_к–А_к

Это свойство называют обратимой (двусторонней) памятью формы (ОПФ), которое имеет способность не исчезать практически после любого числа теплосмен. Данный эффект может быть инициирован только за счет деформационного воздействия на металл: во-первых, активным пластическим деформированием мартенсита или аустенита в изотермических условиях; во-вторых, термоциклированием материала под нагрузкой через интервал фазовых превращений.

Эффект обратимой памяти формы резко расширяет возможности применения сплавов с ЭПФ в приборах и конструкциях многократного циклического действия.