Home - Rasfoiesc.com
Educatie Sanatate Inginerie Business Familie Hobby Legal
Meseria se fura, ingineria se invata. Telecomunicatii, comunicatiile la distanta, Retele de, telefonie, VOIP, TV, satelit


Aeronautica Comunicatii Constructii Electronica Navigatie Pompieri
Tehnica mecanica

Tehnica mecanica


Index » inginerie » Tehnica mecanica
CERCETARI PROPRII PRIVIND EDUCAREA ALIAJELOR CU MEMORIA FORMEI CU BAZA TITAN SI CU BAZA CUPRU


CERCETARI PROPRII PRIVIND EDUCAREA ALIAJELOR CU MEMORIA FORMEI CU BAZA TITAN SI CU BAZA CUPRU


Cercetari proprii privind educarea aliajelor cu memoria formei cu baza Titan si cu baza Cupru

1. Metode de educare

Aliajele cu memoria formei din sistemul Ti - Ni constituie referinta in domeniul studierii comportamentului de memorare a formei. Obtinerea unui efect de memorare a formei in dublu sens performant (cu deformare remanenta cumulata cat mai mica) depinde de compozitia chimica a materialului si de metoda de educare adoptata. Educarea (figura 1) consta in repetarea ciclarii termice intre punctele de critice de sfarsit de transformare cu sau fara aplicare unei tensiuni exterioare:

              educare sub tensiune in timpul transformarii martensitice directe, A→M;



              educare sub tensiune in stare martensitica, sub Mf;

              educare sub tensiune in timpul transformarii directe si inverse A↔M;

              educarea sub tensiune in stare martensitica, sub Mf, cat si in timpul transformarii martensitice inverse M→A, dar nu si in timpul transformarii directe A→M.


Fig. 1.Proceduri de educare a aliajelor cu memoria formei in dublu sens

1.educare sub tensiune, 2.educare cu racire sub tensiune, 3.educare cu aplicarea tensiunii numai dupa racire, 4.educare sub tensiune dupa racire si mentinere constanta pe timpul incalzirii.

Observatiile experimentale facute pana in prezent de catre cercetatori converg spre concluzia ca metoda cu cele mai bune rezultate pentru producerea unui efect de memorie in ambele sensuri, EMFDS, consta in educarea sub tensiune in timpul transformarii directe A→M, adica in timpul racirii.

Fenomenele care explica comportamentul dupa tratamentul de educare in vederea memorarii formei, au in vedere cele doua aspecte mentionate, ciclarea termica si ciclarea tensionata.

Ciclarea sub sarcina produce o rearanjare a defectelor existente in special a configuratiei dislocatiilor ca urmare a aplicarii starii de tensiuni. Se permite transformarea acelorasi variante martensitice preferentiale la transformarea directa. Campurile de tensiuni se relaxeaza dupa ciclare, densitatea de dislocatii nu mai creste iar transformarea martensitica reversibila este usurata. Punctele critice de transformare cresc.

Ciclarea termica fara aplicarea unei tensiuni produce o modificare a temperaturilor critice de transformare, in special a Ms, datorata cresterii densitatii de dislocatii. Campurile de tensiuni reprezinta bariere in calea deformatiilor corespunzatoare variantelor martensitice preferentiale create prin tensionare de aceea sunt necesare forte motrice din ce in ce mai mari, TM fiind ingreunata.

Prin aplicarea unor tratamente de educare, aliajele cu memoria formei isi micsoreaza histerezisului termic. Micsorarea histerezisului termic reduce disiparea de energie necesara invingerii frecarii interne specifica transformarilor de faza reversibile. Acelasi fenomen se poate obtine si prin modificari ale compozitiei chimice sau prin educare sub efectul unei sarcini vibratorii. Reducerea histerezisului termic determina cresteri ale randamentului EMFDS si deci imbunatatirea proprietatilor de utilizare finale ale produselor.

2. Modele de educare

O sinteza a modelelor de educare din literatura de specialitate recenta, pune in evidenta experimentarile publicate privind acest tip de tratamente care conduc la utilizari practice ale AMF.

Educarea unui aliaj CuZn19,49Al6,74Co0,4 [%]

Solicitarile la incovoiere sau torsiune sunt considerate deformari neuniforme, avand valoarea zero in fibra medie si valoarea maxima la suprafata materialului.

Procedeul de educare adoptat are la baza asa numita deformare uniforma, la care solicitarea de intindere se realizeaza prin incercarea la tractiune.

Standul de lucru permite corelarea celor doua marimi ale procesului, tensiunea normala si temperatura de tratament. Ciclul de educare A-B-C-D-E permite obtinerea unui EMFDS, considerat maxim posibil pentru o anumita compozitie chimica. Descrierea ciclului utilizat pentru educarea probei de sarma Ф6mm si lungime 100mm din aliajul mentionat este redata in figura 2.

In domeniul fazei initiale se aplica o tensiune normala (A-B). Deformatia produsa este mica apropiata de zero datorita rigiditatii materialului in domeniul austenitic. Intre punctele B-C proba este racita sub tensiune pana la o temperatura aflata sub Mf. Deformatia produsa in aceasta etapa creste mult. La aceasta temperatura martensitica se inlatura tensiunea care va ramane nula pe tot restul ciclului (C-D). Alungirea are o scadere usoara ca urmare a pseudomaclarii. Pe portiunea D-E se aplica o incalzire peste punctul de Af. Proba revine la forma calda anterioara ciclului termic.


Fig. 2. Metoda de educare uniforma a unei sarme din aliajul Cu Zn Al.

Ulterior se produce o verificare a inducerii EMFDS pe portiunea E-F-G. Pe segmentul E-F, in urma racirii in domeniul martensitic proba se alungeste mai putin decat in punctul D. Pe segmentul F-G se produce EMF, alungirea scade din nou la valoarea initiala a formei calde.

Formula de calcul a EMFDS considerat a fi maxim pentru un aliaj cu compozitie specifica este:

EMFDS = εFE

Educarea unui monocristal Cu - Al - Ni (C. Picornell s.a 1999)

Au fost utilizate probe strunjite cu dimensiunea ф2,5 x 6mm, dintr-un monocristal avand compozitia Cu13,5%Al4%Ni (% de greutate). Epruvetele au fost initial puse in solutie la 8500C timp de 30 minute si rapid calite in apa la temperatura camerei. O parte din epruvete au fost supuse ulterior imbatranirii in faza austenitica timp de 2 ore la 2000C. Tratamentul ridica temperatura Ms de la 100C la 300C.

Atat probele calite cat si cele imbatranite in faza austenitica dupa calire au fost supuse aceleiasi proceduri. Metoda a constat in aplicarea pe un stand manual a unei tensiuni de compresiune estimata la aproximativ 100 MPa timp de doua zile la temperatura camerei pentru stabilizarea martensitei. La aceasta temperatura probele imbatranite se afla in faza martensitica. In stare calita in material coexista doua faze martensitice β1' si γ', dupa imbatranire in faza austenitica devine predominanta faza γ'. Proportia maxima de γ' a fost obtinuta prin imbatranire la 2500C. In acest caz EMFDS obtinut atinge limitele maxime consemnate in literatura de specialitate. Elongatia maxima de 4% pentru EMFDS a fost obtinuta in corelatie cu maximul de faza martensitica γ' stabilizata prin imbatranire in faza austenitica la 250 0C.

Educarea unui aliaj CuZn20.4Al 6 (J.X. Zhang s.a. 1997)

Epruvetele din alama cu dimensiunea 200mm x 4mm x 1mm au fost puse in solutie la 8500C 10 minute, au fost calite in apa fiarta, imbatranite la 1000C timp de 30 minute si racite in aer la temperatura camerei. Au fost aplicate doua metode de educare:

a.             procedura de educare combinata intre martensita indusa sub tensiune (MIT) si efectul de memorie a formei (EMF)

              aplicarea unei tensiuni de indoire in stare austenitica in jurul unui tub

              mentinerea tensionata in timpul transformarii inverse (M→A), prin introducere in apa fiarta

              mentinerea tensionata in timpul transformarii directe (A→M)

              repetarea acestui ciclul de 20 - 30 ori; s-a constatat ca pentru un numar de 30 de repetari se obtine un randament bun pentru EMFDS

              tensiunea este eliminata in stare austenitica iar proba este ciclata termic in timpul transformarii (M→A), prin introducerea netensionata in apa calda

b.            procedura de ciclare termica in stare constransa

              aplicarea unei tensiuni de indoire in stare martensitica

        mentinere tensionata in timpul transformarii inverse (M→A) prin introducere in apa fiarta

        mentinerea tensionata in timpul transformarii directe (A→M)

        reperarea ciclului de 30 ori

        eliminarea tensiunii in stare austenitica.

Mecanismul EMFDS este diferit functie de metoda de educare. Prima metoda stabilizeaza variante martensitice preferentiale, cea de a doua creeaza un camp de deformatii datorat distributiei dislocatiilor.

Educarea unui aliaj CuAl11,8Ni4,9Mn1,7 (% greutate) obtinut prin metalurgia pulberilor (Z. Li s.a.2006)

Epruveta avand dimensiunile 20mm x 2mm x 0,5mm a fost supusa calirii de la 850 0C in apa cu gheata. Procedura de educare a constat in indoire la 900 la temperatura camerei. Banda deformata excesiv prin indoire a fost introdusa in apa fiarta timp de 40 s cand s-a masurat si Ө1 remanent (figura 3.)


Fig. 3. Schema procesului de educare prin deformare excesiva

S-a calculat deformatia:

unde: t este grosimea probei;

D este diametrul matritei de indoire.

De asemenea s-a calculat indicele de recuperare a formei :

Ciclarea termica de peste 100 ori conduce la o recuperare totala a formei.

Educarea unui aliaj CuZn20,2Al5,7Zr0,15Si0,15Fe0,1 (J.M. Guilemany s.a. 1997)

Epruvetele au fost puse in solutie la 850 0C timp de 15 minute. Racirea probelor s-a facut dupa cum urmeaza:

              calire in apa la temperatura camerei

              calire in apa la 1000C timp de 5, 15 respectiv 30 minute, dupa care a urmat racire in apa la temperatura camerei.

Educarea a avut ca scop stabilizarea martensitei induse sub tensiune. S-a aplicat o deformatie de 1,6%. Procedeul a constat in educarea la 1000C, 1100C, 1300C, 1500C, 2000C timp de 30 minute si la 900C, 1000C si 1100C, timp de 60 minute. Dupa perioada de imbatranire in stare austenitica, toate probele au fost racite in apa cu gheata. Valoarea maxima a EMFDS a fost gasita la proba educata 30 minute la 150 0C in corelatie directa cu maximul de fractie martensitica stabilizata.




Educarea unui aliaj CuZn23,87Al4,32 (X.M. Zhang, s.a., 2000)

Probele din tabla laminata cu grosimea de 0,5mm au fost puse in solutie la 7800C timp de 5 minute si calite brusc in apa. Metoda de educare a fost stabilizarea martensitei induse sub tensiune la 1500C. Timpul de mentinere a variat intre 10 minute si 3,5 ore. Cresterea timpului de imbatranire in faza austenitica conduce la marirea temperaturilor critice initiale Af, As, Ms, Mf, dupa care se produce o descrestere a acestora daca perioada de mentinere este mai mare de 30 minute. Imbunatatirea EMFDS are la baza campul de tensiuni din jurul precipitatelor γ care isi schimba forma sferica specifica in forma elipsoidala specifica fazei β austenitica. Aceasta schimbare de forma contribuie la orientarea preferentiala spre anumite variante martensitice. Dimensiunea precipitatelor a fost masurata la 10 - 20 nm iar campul de tensiuni din jurul lor in matricea β este de 80 - 150 nm. Precipitatele γ sunt induse prin procedeul de educare. Prin orientarea lor contribuie la obtinerea unei variante martensitice preferentiale usurand transformarea martensitica reversibila, imbunatatind proprietatile de memorie a formei, in special EMFDS.

Educarea unui aliaj Cu Zn23.9 Al4.3 (J. Fernandez, s.a., 2003)

Tabla laminata la cald cu grosimea de 0,5mm racita in aer a fost supusa unei proceduri de educare pe baza stabilizarii martensitei induse sub tensiune prin imbatranire la 150 0C timp de 1,5 ore. Fata de metoda standard de obtinere MIT imbatranirea in faza austenitica s-a facut sub tensiune. Procedura permite obtinerea EMFDS printr-o tehnica noua intr-un singur ciclu de educare.

Educarea unui aliaj CuZn(22-26)Ni(6-4) (C.M. Craciunescu 1996)

Procedeul a constat in deformarea excesiva la temperatura austenitica (1000C) a unor fire 1mm x 1mm x 200mm urmata de ciclare sub sarcina in timpul transformarii A→M. Procedura a fost repetata pana la obtinerea unui EMFDS corespunzator.

Educarea aliajelor CuZnAl prin solicitare combinata (V.Dia, 2006)

Procedura a constat in rasucire combinata cu intindere sub sarcina. Ciclarea termica se face sub tensiune. Se pune in evidenta un lucru mecanic asociat transformarii martensitice reversibile.

3. Cercetari proprii privind educarea prin torsiune a unui aliaj cu memoria formei cu baza cupru

3.1. Educarea aliajului CuAl13Ni4 prin indoire

S-au folosit doua tipuri de aliaje cu memoria formei unul cu baza cupru din sistemul CuAlNi si celalalt din sistemul NiTi.

Bronzul cu memoria formei a fost educat prin indoire si torsiune.

Am studiat doua tipuri din aliajul NiTi din care un aliaj super elastic si am evidentiat caracteristicile de memorie a formei pe un aliaj cu memoria formei pe care l-am educat.

Aliajele cu memoria formei cu baza cupru aliate cu nichel elaborate prin topire din metale pure, asa cum este cazul aliajului CuAl13Ni4 beneficiaza de avantajul unui pret scazut dublat de temperaturile de lucru ridicate pentru un AMF (2000C). Tot aici putem aminti despre excelenta conductibilitate termica dar si despre rezistenta la coroziune in apa de mare. In acest sens aceste aliaje fiind traditionale in aplicatii care reclama rezistenta la coroziune in apa de mare etc. De asemenea AMF Cu Al Ni sunt deosebit de rezistente la degradare functionala in sensul ca isi pastreaza proprietatile de memorie chiar si la perioade lungi de functionare efectul de imbatranire fiind mult mai lent comparativ cu aliajele cu memoria formei Cu Zn Al.

In AMF Cu Al Ni, cu faza initiala de tip DO3, transformarea termoelastica ordonata poate genera pe langa efect de memorie simplu si efect dublu de memorie a formei.

Efectul de memorie a formei in dublu sens (EMFDS) nu este o proprietate intrinseca a aliajelor cu memoria formei ci este obtinut doar printr-un tratament termomecanic de educare. In faza initiala tensiunile interne pot fi introduse prin cateva metode si anume:

-         prin educare termomecanica sub tensiune la cald

-         prin deformare excesiva

-         prin tratament de imbatranire sub tensiune (constransa)

Dupa educarea pentru obtinerea efectului de memorie a formei in dublu sens materialul isi poate modifica forma, intre o forma initiala si o forma finala distincta de prima intr-un ciclu termic.

Originea acestei proprietati particulare a AMF nu este complet cunoscuta dar sunt propuse cateva explicatii:

-         campul tensiunilor interne conduce la aparitia unui complex de dislocatii care favorizeaza aparitia anumitor variante distincte de martensita.

-         Prezenta martensitei induse sub tensiune inhiba nucleerea placilor de martensita autoacomodate.

In aliajele cu memoria formei Cu Al Ni faza martensitica β'1 (18R) sau γ' (2H) pot avea un rol in inducerea efectului de memorie a formei in dublu sens. Este clar ca EMFDS corespunde variantei de martensita cea mai stabila din punct de vedere energetic. In literatura de specialitate se face referire la inducerea efectului de memorie a formei in dublu sens pentru aliaje cu baza cupru dar din clasa alamelor Cu Zn Al. In ceea ce priveste aliajele Cu Al Ni, greu deformabile, literatura de specialitate este saraca, cateva lucrari fac referire la aceasta metoda de educare si se refera doar la monocristale.

Probele supuse educarii au fost obtinute prin laminare la cald din sarme extrudate de asemenea la cald. Temperaturile de transformare determinate prin calorimetrie diferentiala de baleiaj sunt: Ms= 910C, Mf=440C, As=600C, si Af=1090C.

Procesul de educare s-a realizat astfel: in prima etapa proba a fost indoita in jurul unui cilindru cu diametru de 50mm in aer la temperatura camerei. Proba initial dreapta capata o forma circulara. Sub aceasta forma AMF este introdus in apa fiarta la 1000C. Aproape instantaneu proba revine la forma dreapta. Acest proces s-a repetat de 50 de ori. Dupa un numar de cicluri, pe o coala de hartie s-a trasat forma probei. S-au obtinut astfel un numar de curbe care au stat la baza calcularii efectului de memorie a formei in dublu sens. Un efect bun de memorie a formei s-a obtinut dupa circa 20 de cicluri.

 


Fig. 4. Proba din AMF CuAl13Ni4 educata in dublu sens

Masuratorile s-au realizat ca in figura unde distantele OO`, AA`, MM`, RR` si CC` sunt corzile subintinse de arcele care reprezinta chiar proba in diferite stadii de educare.

Curba MM` este chiar conturul probei la temperatura camerei iar OO`este forma originala a probei dupa laminare iar CC` este forma probei impusa prin infasurare pe cilindrul considerat. Cand tensiunea este eliminata proba are o revenire elastica (RR`) dupa care este introdusa in baia cu apa fierbinte la 1000C. Efectul de memorie a formei se calculeaza cu relatia:

 

Timpul intre doua cicluri in procesul de educare este de 15 secunde.

 


Fig. Schema de masurare a efectului de memorie a formei in dublu sens

Din AMF educat s-au prelevat probe pentru DSC cu masa sub 0.1g. Ciclul termic intre -50 si 250 0C s-a executat cu o viteza de 150C/min.

In tabelul 2 sunt prezentate datele cu privire la variatia efectului de memorie a formei cu numarul de cicluri de deformare la temperatura camerei si incalzire in apa la 1000C.

Tabelul 2

Numarul ciclurilor

10

20

30

40

50

EMFDS[%]

28.95

34

76.3

76.3

76.3

EMFDS are valoarea de 28.95% dupa 10 cicluri de educare, respectiv 76.3% dupa 30 de cicluri de educare. Efectul de memorie a formei se instaleaza continuu crescator pana la cel putin 30 de cicluri de educare dupa care se mentine aproximativ constant (figura 6.). In figura 7. sunt prezentate curbele DSC respectiv picurile acestora obtinute prin eliminarea punctelor nesemnificative si translarea liniei de baza la nivelul axei X.

Text Box: EMFDS[%]


Fig.6. Variatia EMFDS




Variatia puntelor critice pentru o proba educata si o proba inainte de educare dupa laminare la cald este prezenta in figura 7.Temperaturile de transformare au fost calculate pentru 1% austenita si martensita start respectiv pentru 99% austenita si martensita finis. Punctele de transformare sunt Ms= 70 0C, Mf=109 0C, As =102 0C, Af=159 0C pentru proba laminata la cald si Ms= 44 0C, Mf=91 0C, As=60 0C, si Af=109 0C pentru proba educata. Ciclarea termomecanica in care are loc transformare directa si inversa produce un mare numar de dislocatii in faza initiala a unui aliaj cu memoria formei.

Fig. 7. Picuri de pe curbele DSC obtinute la incalzire si racire

pentru proba laminat la cald respectiv proba laminata la cald si educata

Acest lucru face ca temperatura Ms de inceput a transformarii martensitice sa scada cu cresterea numarului de cicluri termomecanice la fel ca si temperatura Af de sfarsit a transformarii austenitice. Acesta inseamna ca temperatura de echilibru intre faza initiala si martensita are tendinta de scadere.

Fig.8. Punctele critice ale transformarii martensitice determinate pe un aliaj CuAl13Ni4 laminat la cald respectiv laminat la cald si educat

Consideram ca densitatea de dislocatii acumulata in timpul ciclarii termomecanice depinde de modul in care decurge transformarea. Astfel cantitatea de dislocatii produsa in faza initiala produsa prin transformarea 18R este mai mare decat in cazul transformarii 2H. Din figura 8. se observa ca in procesul de educare toate punctele critice scad.

In concluzie prin educare s-a indus un efect de memorie a formei in dublu sens intr-un aliaj CuAl13Ni4. Educarea a constat in deformare la rece si incalzire libera. Numarul de cicluri in procesul de educare este important deoarece efectul de memorie a formei creste de la 0 la o valoare maxima care se mentine constanta indiferent de numarul ciclurilor de educare urmatoare.

3.2. Educarea aliajului CuAl13Ni4 prin torsiune

Metoda de educare prin torsiune presupune deformarea unei probe lamelare in domeniul plastic prin rasucire in jurul axei probei. Proba este asezata pe verticala. Ca si in cazul prezentat anterior proba este obtinuta prin laminare la cald din sarme de 4 mm extrudate.

Pentru acest procedeu de educare s-a proiectat si realizat o instalatie care prezinta un goniometru cu ajutorul caruia se poate induce de fiecare data aceeasi deformatie unghiulara.

La partea superioara proba este fixata cu un sistem de prindere care poate executa doar deplasare sus jos in timpul reglajului. Capatul de jos al probei este fixat cu ajutorul a doua bacuri din cupru care la randul lor intra in fanta unui rotor executat de asemenea din cupru. In felul acesta proba poate fi alimentata electric dar totodata poate sa-si varieze lungimea in timpul torsionarii (figura 9).

 


Fig. 9. Dispozitiv de educare a AMF prin torsionare

Controlul unghiurilor se face cu goniometrul prevazut cu un disc mobil pe care s-a trasat un reper. Acest sistem permite un control precis al unghiurilor de rasucire.

Incalzirea probei se face prin rezistenta proprie. Pentru aceasta instalatia este prevazuta cu o sursa de alimentare robusta cu elementul de baza constituit din trei transformatoare coboratoare de tensiune. Alimentarea infasurarilor primare se face cu ajutorul unui autotransformator (figura 10).

Acest autotransformator permite reglajul temperaturii prin varierea tensiunii din secundarul transformatoarelor. Transformatoarele pot fi alimentate simultan sau pe rand si pot asigura tensiuni cuprinse intre un volt si douazeci si patru de volti curent alternativ.

Procedeul de educare consta in torsionarea probei sub un anumit unghi dupa care se aplica un regim termic adecvat transformarii martensitei in austenita. Controlul parametrilor electrici precum si a temperaturii se realizeaza cu doua aparate digitale de masura. Pe toata perioada ciclului termomecanic controlul temperaturii se face cu ajutorul unui termocuplu in contact permanent cu AMF.

 


Fig.10. Instalatie de educare a AMF prin torsionare si incalzire prin rezistenta proprie

Schema procesului de educare prin torsiune este prezentata in figura 11. Unghiul aC este unghiul sub care este torsionata proba la rece respectiv la temperatura camerei, aR este unghiul de revenire elastica. Acest unghi marcheaza de altfel pozitia probei la temperatura camerei dupa ce momentul de torsiune a fost eliminat. Proba este acum pregatita pentru incalzire.


Fig.11. Schema de calcul a EMFDS prin torsionare

Unghiul aM este unghiul la care revine proba dupa incalzire in procesul de educare. Initial proba revine chiar pe 0 dar pe masura ce procesul de educare avanseaza proba nu mai revine chiar la 0 ci va mentine un unghi aC specific formei calde.

Calculul EMFDS se face cu relatia:

 

Un ciclu de educare decurge astfel: se fixeaza proba intre bacuri dupa care se induce o deformare unghiulara in domeniul martensitic sub Mf. Unghiul de deformare depinde de dimensiunile probei si nu va depasi o anumita valoare pentru a nu induce fisuri in proba. Gradul de deformare se apreciaza prin unghiul de rasucire citit pe goniometrul aparatului. Se inlatura momentul de rasucire si se incalzeste proba deasupra punctului critic Af astfel incat transformarea martensita - austenita sa decurga complet. Se observa ca proba dezvolta lucru mecanic rotind sistemul goniometric catre valoarea 0 a unghiului de rasucire. Cand proba este rece se reia procesul descris mai sus. Se executa intre 30 si 50 de cicluri.

3.3. Analiza prin difractometrie de radiatii X a comportarii aliajului cu efect de memorie a formei in dublu sens

Sarmele extrudate la cald in doua treceri cu diametrul de 4 mm au fost supuse laminarii la cald in 14 treceri succesive. Dupa fiecare trecere materialul a fost incalzit in domeniul β la 8500C pentru a preveni cresterea excesiva a granulatiei. Au fost obtinute table de dimensiunea 140 mm cu latimea de 8 mm si grosimea de 0.32mm. Acestea au fost educate pentru a pastra EMFDS. Metoda de educare a constat in deformare prin incovoiere la temperatura camerei in jurul unei matrite cilindrice. Probele, inca din etapa de laminare finala se afla in stare martensitica. Dupa 30 de ciclari materialul are efect de memorie a formei in dublu sens.

La cresterea temperaturii la aproximativ 100 0C aliajul isi aminteste forma calda (rectilinie) iar la racire va prelua deformarea permanenta indusa prin ciclare termica si deformare plastica in stare martensitica. O proba astfel educata a fost supusa oboselii prin ciclare termica in 102 cicluri. Proba a fost studiata prin difractometrie de radiatii X

Text Box: β1' (1 2 -2)Text Box: β1'(-1 2 5)Text Box: β1'(2 1 4 )Text Box: β1'(0 0 18)Text Box: β1'(+1 1 15)Text Box: β1'(0 2 13)Text Box: β1'(-1 0 18)Text Box: β1'( 3 3 1)Text Box: β1'(2 0 23)Text Box: β1'(3 2 4)Text Box: γ1'Text Box: γ1'Text Box: γ1'Text Box: γ1'Text Box: γ1'Text Box: γ1'Text Box: γ1'Text Box: γ1'Text Box: γ1'Text Box: (1 2 16)Text Box: (1 1 23)Text Box: (1 0 26)Text Box: (0 3 17)Text Box: (2 1 18)Text Box: (1 2 27)Text Box: (2 1 28)




Fig. 12. Difractograma aliajului CuAl13Ni4 educat

Figurile 12 si 13 prezinta comparativ difractogramele obtinute pe proba calita si proba educata cu EMFDS. Se observa faptul ca analiza efectuata pe proba imediat dupa calire pune in evidenta linii de difractie mult mai inguste decat pe proba deformata plastic la cald si educata la care se observa o structura texturata.

Pe de alta parte fata de probele extrudate calite si racite brusc in apa cu gheata, la cele laminate cu grosime de 0.32 mm ulterior educate si termociclate prezinta o crestere a intensitatii picurilor pentru martensita termoelastica de tip ortorombic (2H), concomitent cu micsorarea intensitatii picurilor pentru martensita monoclinica (18R). In acest sens se observa o crestere a intensitatii liniilor de difractie ale martensitei ortorombice γ' cristalizata pe plane habitus de tip (1 1 1 ), (0 1 11), (0 2 1) si aparitia liniei de difractie pentru dispunerea hkl (1 0 12). Concomitent se observa o scadere a picurilor de difractie atribuite martensitei monoclinice, β' (-1 2 5), (1 2 -1), (0 0 18), (-1 1 15), (2 1 4) si (-1 0 18) pe seama cresterii intensitatii liniilor de difractie ale martensitei ortorombice γ' recristalizata pe planele (2 0 2), (1 2 10) si (2 0 12).

Text Box: γ1'(1 1 1)Text Box: γ1'(1 1 11)Text Box: γ1'(0 2 1)Text Box: γ1'(2 0 2)Text Box: β1'(-1 2 5)Text Box: β1'(0 0 18)Text Box: β1'(-1 1 15)Text Box: γ1'(2 0 12)Text Box: β1'(-1 0 18)Text Box: β1'(2 0 23)Text Box: β1'(3 2 4)Text Box: γ1'(3 2 13)


Fig.13. Difractograma unui aliaj CuAl13Ni4 pus in solutie la 8500C si racit brusc in apa cu gheata

Se mai observa ca in concordanta cu teoriile verificate experimental aliajele puse in solutie si deformate plastic la cald prezinta linii de difractie mai intinse (late). Dupa ani de controverse cercetatorii au concluzionat ca principala cauza a latirii picurilor de difractie consta in neuniformitatea deformatiei la cald. Alaturi de aceasta cauza contribuie intr-o mai mica masura si finisarea granulatiei. Se considera ca recristalizarea grauntilor in graunti de dimensiuni mai mici determina o latire a liniilor de difractie. S-a constat de asemenea aranjamentul atomic produs prin alunecarea de exemplu pe familia de plane in aliajele CFC pot altera secventa normala de ordonare ABC ABC in secventa ABC BCA. Cu cat gradul de deformare la care a fost supus materialul este mai mare creste si latimea liniei de difractie. Aceasta latire poate fi calculata din legea Bragg:

 

unde:

b- latimea picului de difractie

unghiul dintre raza incidenta si cea refractata

d0- parametrul retelei cristaline nedeformate

d - parametrul retelei cristaline deformate

∆d/d poate fi calculata din latimea observata si include atat tensiuni de intindere cat si tensiuni de comprimare.

Prin procesul de termociclare intre temperatura camerei si 100 0C se acumuleaza defecte structurale care intarzie transformarea martensitica inversa si stabilizeaza stari tranzitive. Racind sub punctul Mf se observa o structura intermediara atribuita transformarii γ'↔β. Picurile mai late usor deplasate de la pozitia lor originala sunt asociate cu stadii intermediare probabile ale procesului transformarii martensitice inverse γ'→β. Evolutia tipului de martensita in aliajul Cu Al Ni este legata de cresterea sau descresterea proportiei de γ', stabilizata si nucleata pe β'.

In domeniul unghiurilor de difractie cuprinse intre 2Ө=[700-800] pe langa substructura martensitica monoclinica a carei linii de difractie corespund planelor (2 0 23) si (3 2 4) se vad (figura 12) doua picuri ale unei structuri intermediare transformarii γ'→β. Pozitia lor este deplasata fata de pozitia originala.

4. Microscopie optica

Studiul microstructural a fost facut pe un microscop optic in cadrul Universitatii "Dunarea de Jos" din Galati.

Suprafata probelor a fost pregatita metalografic si atacata cu clorura ferica si KLEMM'S III.

x200 x400

x1000 x1000

x400 x1000

Fig. 14. Microscopii optice ale aliajului CuAl13Ni4

Dupa tratamentul termic de calire aliajul CuAl13Ni4 are in structura doua tipuri de martensita: una monoclinica cu morfologie tip zig-zag si cealalta ortorombica formata de placi groase alternand cu placi subtiri. Structura este formata din graunti poliedrici grosieri in care cresc acele matensitice.

Dupa laminare structura se finiseaza, grauntii se aplatizeaza iar acele martensitice sunt mai fine.

Dupa tratamentul termomecanic de educare apar mai multe defecte de impachetare, linii de dislocatie, limitele grauntelui nu mai sunt liniare ci se franjureaza.

Se observa sublimite de graunti franjurati cu linii la 90 definind blocuri in mozaic.

x200 x400

x200 x1000

Fig. 1 Microstructuri optice a aliajului NiTi

Aliajul superelastic din familia NiTi a fost studiat prin microscopie optica. A fost pusa in evidenta structura austenitica de tip B2 specifica la temperatura camerei pentru acest aliaj. Structura este formata din graunti poligonali cu muchii drepte si macle pe care se observa precipitate de compus intermetalic si Ti2Ni. Dupa laminare structura se finiseaza, constituientii structurali fiind aceeiasi.

Punerea in evidenta a efectului de memorie a formei si efectului de memorie a formei pe aliajul NiTi cu memorie a formei






Politica de confidentialitate


Copyright © 2019 - Toate drepturile rezervate

Tehnica-mecanica


Auto
Desen tehnic


TRANSMISII CU VARIATOR MECANIC CU LANT SI ANGRENAJE PLANETARE (MULTRITONIC, CVT -CONTINOUS VARIABLE TRANSMISSIONS)
PROIECT Sistemul mecanic
LIPIREA
TDCR / tema de casa
METALIZAREA
Mecanismul motor
APARATURA DE COMANDA PNEUMATICA - SUPAPE SI REZISTENTE PNEUMATICE
Sudarea constructiilor metalice
Contructia lantului cinematic principal al masinilor unelte
Defectarea elementelor transmisiilor cu roti dintate