– (80)

بدست 92

Please enter banners and links.

7-3 بررسی ریزساختاری……………………………………………………………………………………………..52
8-3 تست کشش و سختی……………………………………………………………………………………………52
فصل چهارم نتایج و بحث…………………………………………………………………………………………………………54
1-4 همگن سازی و بررسی ریزساختاری……………………………………………………………………….55
1-1-4 اثر محیط سرد کنندگی بر رفتار استحاله ای………………………………………………66
2-4 محلول سازی……………………………………………………………………………………………………….68
3-4 سختی نمونه های همگن شده و عملیات محلولی شده………………………………………………70
4-4 عملیات حرارتی پیرسازی………………………………………………………………………………………73
5-4 سختی……………………………………………………………………………………………………………….105
5- نتیجه گیری و پیشنهادات…………………………………………………………………………………………………..108
پیوست1: لیست مقالات ارائه شده……………………………………………………………………………………………111
مراجع و مآخذ…………………………………………………………………………………………………………………….. 112
چکیده انگلیسی…………………………………………………………………………………………………………………… 115
فهرست شکل ها
شکل1-2 دیاگرام دیاگرام فازی آلیاژ دوتایی NiTi ………………………………………………………………………9
شکل2-2 دیاگرام TTT آلیاژ NiTi52 …………………………………………………………………………………….11
شکل3-2 تصویر الکترونی رسوبات Ni4Ti3 در آلیاژ Ti-51Ni پیرشده در k773 برای ks540………12
شکل4-2 توزیع همگن رسوبات Ni4Ti3 (براساس تعداد ذرات بر واحد حجم) بعد از 1 ساعت پیرسازی همراه با تنش در oC500 و MPa8. نواحی مرز دانه و داخل دانه توسط مونتاژ تصویر TEM نمایش داده شده اند……………………………………………………………………………………………………………….. 14
شکل5-2 شکل گیری واریانت های کریستالوگرافی Ni4Ti3 نزدیک و دور از مرز دانه………………….14
شکل6-2 پایداری فاز B2،R و B19’ در آلیاژ دوتایی NiTi غنی از نیکل. وجود موانع (رسوبات، نابجایی ها) شکل گیری B19’ را ازنظر انرژی مشکل می کند در حالی که بر شکل گیری فاز R تاثیری ندارد………………………………………………………………………………………………………………………………………17
شکل7-2 منحنی شماتیک DSC که دو پیک گرمازا در هنگام سرد کردن و یک پیک در هنگام گرم کردن از خود نشان می دهد…………………………………………………………………………………………………….. 18
شکل8-2 تغییر اجزای منحنی DSC از دو مرحله در زمان کوتاه پیرسازی به سه مرحله در زمان های متوسط و سپس برگشت به دو مرحله در زمان های خیلی طولانی پیرسازی…………………………………….19
شکل9-2 نمایش شماتیکی از تئوری های استحاله چند مرحله ای:a) تئوری ریزساختاری که در آن مرز دانه های فرعی باعث ایجاد مانع بر سر راه رشد B19’ می شود[28و27]. B) استحاله مارتنزیتی چند مرحله ای به دلیل میدان های تنشی پیوسته در اطراف رسوبات. حتی اگر تنش قوی نباشد، تغییر در مقدار نیکل می تواند دلیل این پدیده باشد…………………………………………………………………………………………. 21
شکل10-2a)ریزساختار TEM آلیاژ NiTi غنی از نیکل پلی کریستال با رسوبات نا همگن b) منحنی DSC مربوطه که سه پیک را درهنگام سرد کردن نشان می دهد …………………………………………………..22
شکل 11-2 رسوب ترجیحی فاز Ni4Ti3 در مرز دانه و نزدیک Ti4Ni2O در داخل دانه بعد از پیرسازی در a) 1 ساعت و b) 10 ساعت…………………………………………………………………………………. 23
شکل12-2 نمایش شماتیک استحاله حافظه داری………………………………………………………………………. 24
شکل13-2 مدل ساده شده استحاله مارتنزیتی………………………………………………………………………………25
شکل14-2 دیاگرام سه بعدی تنش-کرنش-دما برای نایتینول…………………………………………………………26
شکل15-2 منحنی تنش کرنش نمونه NiTi51 آنیل محلولی شده………………………………………………….27
شکل16-2 منحنی های تنش کرنش نمونه های پیرسخت شده در زمان های a)10،b)20،c)30،d)60 و e)120 دقیقه…………………………………………………………………………………………………………………………. 29
شکل17-2a)تاثیر زمان پیرسختی بر تنش پلاتو بالایی b) تاثیر زمان پیرسختی بر تنش پلاتو پایینی……29
شکل18-2a)تصویراپتیکی نمونه NiTi55 AR. b,c) تصویر TEM رسوب Ni3Ti و d) حضور رسوب Ni3Ti در ساختار AR. به تغییر شکل شدید رسوبات Ni3Ti به دلیل نورد گرم اولیه توجه شود……………………………………………………………………………………………………………………………………….31
شکل19-2 تصویراپتیکی a)نمونه NiTi50 AR. b,) نمونه NiTi50 آنیل محلولی شده (oC1100) و کوئنچ شده در آب، به مارتنزیت دوقلویی توجه شود. c)نمونه NiTi55 محلولی شده (oC1100) و کوئنچ شده در آب d) نمونه NiTi55 محلولی شده (oC1100) و سرد شده در کوره. به رسوب Ni3Ti شکل گرفته در مرز و داخل دانه توجه شود…………………………………………………………………………………32
شکل20-2 منحنی های تنش کرنش کششی نیمه استاتیک برای NiTi55 و NiTi50 برای شرایط عملیات حرارتی AR و ST. منحنی های فشار برای نیز برای NiTi55 ودر شرایط ST رسم شده است. …………………………………………………………………………………………………………………………………….33
شکل21-2 منحنی های تنش کرنش کششی تحت عملیات HT-1 برای نمونه های a) NiTi55 و b) NiTi50………………………………………………………………………………………………………………………………..34
شکل22-2 منحنی های تنش کرنش کششی برای NiTi55 تحت عملیات HT-2,3 در شرایط a)تک مرحله ای و b) دومرحله ای……………………………………………………………………………………………………..35
شکل23-2 a)منحنی تنش کرنش فشاری و کششی برای نمونه NiTi55 عملیات محلولی شده و پیرشده برای h24. اطلاعات کشش به صورت بزرگ شده نشان داده شده است. تصاویر نمونه های NiTi55 که ایتدا عملیات محلولی شده و سپس در زمان h24 و دردماهای b) oC600، c) oC700 و d) oC800 پیرشده اند. در شکل b و c به دلیل وجود رسوبات بسیار بزرگ کل دانه را فراگرفته اند. در شکل d مرز دانه به صورت بلوکی شکل است و رسوبات Ni3Ti سوزنی شکل در داخل دانه تشکیل شده اند و منطقه PFZ در نزدیکی مرزهای دانه دیده می شود……………………………………………………………………..36
شکل24-2 اثر عملیات حرارتی بر تنش تسلیم فاز مادر………………………………………………………………..37
شکل25-2 منحنی تنش کرنش کششی برای نمونه NiTi 50.9 نورد گرم شده، دردمای اتاق. دما برروی شکل مشخص است. خط چین مقدار کرنش قابل بازیابی را در هنگام گرم کردن نشان می دهد…………38
شکل26-2 فرآیند لازم برای رسیدن به سختی و خاصیت سوپرالاستیک برای آلیاژ NiTi55 ……………40
شکل27-2 سختی مارتنز به عنوان تابعی از دمای عملیات حرارتی برای دو حالت a)نورد گرم و b)کشش سیم سرد…………………………………………………………………………………………………………………. 41
شکل1- 3 تصویر بوته مورد استفاده (در حال چیدن مواد اولیه)…………………………………………………….44
شکل2-3 نحوه چیدمان مواد شارژ درون بوته (نیکل در کناره ها و تیتانیوم در وسط بوته)………………..45
شکل3-3 نمایی از شمش پله دار (اصلاح شده) با تغذیه (مشخص شده)………………………………………..45
شکل 4-3 فلوچارت انجام آزمایش های همگن سازی…………………………………………………………………46
شکل5-3 تیغه تهیه شده از شمش نورد شده……………………………………………………………………………….49
شکل6-3 نمونه تست کشش تهیه شده……………………………………………………………………………………….49
شکل7-3 مشخصات نمونه های پیرسازی شده و نام گذاری آنها……………………………………………………50
شکل8-3 سیکل پیرسازی اعمالی بر روی نمونه ها………………………………………………………………………51
شکل9-3 کوره مورد استفاده به منظور انجام عملیات آنیل انحلالی که لوله کوارتزی متصل به گاز آرگون داخل آن قرار می گیرد……………………………………………………………………………………………………………..51
شکل10-3 ابعاد داده شده در استاندارد ASTM E8 برای کشش نمونه های تخت…………………………53
شکل 1-4 ریز ساختار ریختگی آلیاژ………………………………………………………………………………………….56
شکل 2-4 تصویر SEM نمونه ریختگی…………………………………………………………………………………….57
شکل 3-4 آنالیز Map و منطقه ای که آنالیز در آن در نمونه ریختگی انجام شده است. نقاط قرمز رنگ در تصویر توزیع نیکل در ساختار را نشان می دهد…………………………………………………………………….. 58
شکل 4-4 تصویر متالوگرافی نمونه همگن شده در دمای oC1100 و زمانهای الف) 5/0، ب) 1، ج)2 و د)4 ساعت……………………………………………………………………………………………………………………………..59
شکل5-4 تصویر نمونه ای که مدت 4 ساعت همگن شده است(x400)…………………………………………60
شکل6-4 تصاویر مربوط به نمونه های الف) 5/0 و ب) 1 ساعت در بزرگنمایی x100………………….. 61
شکل7-4 تصاویر مربوط به نمونه های الف) 2 و ب) 4 ساعت در بزرگنمایی x400……………………….62
شکل 8-4 تصویر SEM نمونه ای که به مدت 5/0 همگن شده و در کوره سرد شده است با دو بزرگنمایی ……………………………………………………………………………………………………………………………..64
شکل 9-4 آنالیز خطی EDX از رسوب شکل 8-4 ……………………………………………………………………65
شکل 10-4 منحنی های DSC را برای نمونه های همگن شده A تا D ……………………………………….66
شکل 11-4 مراحل انجام عملیات محلولی …………………………………………………………………………………68
شکل 12-4 تصاویر متالوگرافی نمونه های عملیات محلولی: الف)5/0 ساعت، ب) 1 ساعت، ج) 2 ساعت عملیات محلولی…………………………………………………………………………………………………………….69
شکل13-4 نتایج سختی نمونه های همگن شده و سرد شده در هوا ………………………………………………71
شکل14-4 نتایج سختی نمونه های همگن شده و سرد شده در کوره……………………………………………..72
شکل15-4 نتایج سختی نمونه های عملیات محلولی شده…………………………………………………………….72
شکل16-4 مشخصات نمونه های پیرسازی شده و نام گذاری آنها ………………………………………………..75
شکل17-4 ریز ساختار مربوط به نمونه های: الف) As-received ب)A و ج)M در بزرگنماییx100……………. ……………………………………………………………………………………………………….76
شکل18-4 منحنی تنش کرنش مربوط به نمونه های: الف) As-received ب)A و ج)M …………….77
شکل 19-4 تصویر الف)ریزساختاری و ب) SEM و ج) منحنی تنش کرنش نمونه B …………………..78
شکل20-4 دیاگرام TTT آلیاژ NiTi57 …………………………………………………………………………………..80
شکل 21-4 ریز ساختار نمونه K در دو بزرگنمایی الف) x100 و ب) x500…………………………………81
شکل 22-4 ریز ساختار نمونه K در دو بزرگنمایی الف) x200 و ب) x500 ………………………………..82
شکل 23-4 تصویر SEM نمونه K …………………………………………………………………………………………83
شکل 24-4 آنالیز EDX از رسوبات مشخص شده در تصویر SEM شکل 23-4 ………………………..84
شکل 25-4 تصویر متالوگرافی نمونه N(عملیات محلولی +پیر سازی در دمای oC700 و زمان 1ساعت)…………………………………………………………………………………………………………………………………85
شکل 26-4 منحنی تنش کرنش نمونه: الف) K و ب)N ……………………………………………………………..86
شکل 27-4 ریزساختار نمونه عملیات حرارتی شده: الف)L و ب)O…………………………………………….87
شکل 28-4 نمودار تنش کرنش مربوط به نمونه الف) L و ب)O …………………………………………………88
شکل 29-4 تصویر SEM رسوب Ni3Ti2 را در نمونه L ………………………………………………………….89
شکل 30-4 تصویر متالوگرافی نمونهD: الف)x200 و ب)x500 و ج)تصویر SEM …………………….91
شکل 31-4 نمودار تنش کرنش نمونه D …………………………………………………………………………………..92
شکل 32-4 تصویر متالوگرافی نمونهE: الف)x200 و ب)x500 و ج)تصویر SEM ……………………..93
شکل 33-4 نمودار تنش کرنش نمونه E ……………………………………………………………………………………94
شکل 34-4 تصویر متالوگرافی نمونهF: الف)x200 و ب) تصویر SEM ………………………………………95
شکل 35-4 نمودار تنش کرنش نمونه F ……………………………………………………………………………………96
شکل 36-4 تصویر متالوگرافی نمونهH: الف)x200 و ب)x500 و ج)تصویر SEM …………………….97
شکل 37-4 نمودار تنش کرنش نمونه H …………………………………………………………………………………..98
شکل 38-4 تصویر متالوگرافی نمونهI: الف)x200 و ب)x500 و ج)تصویر SEM ………………………99
شکل 39-4 نمودار تنش کرنش نمونه I …………………………………………………………………………………..100
شکل 40-4 تصویر متالوگرافی نمونهJ: الف)x200 و ب)x500 و ج)تصویر SEM …………………….101
شکل 41-4 نمودار تنش کرنش نمونه j……………………………………………………………………………………102
شکل 42-4 مدول یانگ بر حسب دمای پیرسازی………………………………………………………………………104
شکل 43-4 منحنی تغییرات انرژی جذب شده تا شکست برای دو دمای 500 و oC600……………….104
شکل 44-4 تغییرات سختی در دمای ثابت oC600……………………………………………………………………106
شکل45-4 تغییرات سختی در زمان ثابت 1 ساعت و 8 ساعت …………………………………………………..106
فهرست جداول:
جدول1-2 برنامه پیرسازی برای آلیاژهای NiTi55 و NiTi50 ……………………………………………………33
جدول2-2 سختی و وزن از دست رفته در اثر سایش برای درصد مختلف نیکل………………………………39
جدول1-3 مشخصات نیکل و تیتانیوم مورد استفاده……………………………………………………………………..43
جدول2-3 مشخصات سیستم قدرت کوره …………………………………………………………………………………44
جدول3-3 رژیم حرارتی استفاده شده در آنالیز DSC …………………………………………………………………47
جدول4-3 پارامترهای مربوط به نورد شمش از آلیاژ 5/57 درصد وزنی نیکل …………………………………48
جدول5-3 ابعاد استفاده شده برای ساخت نمونه کشش………………………………………………………………..53
جدول 1-4 دماهای استحاله برای نمونه های همگن شده و سرد شده در کوره………………………………..67
جدول2-4 نتایج سختی نمونه های همگن سرد شده در هوا(air) و کوره(Fur.) و نمونه های عملیات محلولی(Wat.) …………………………………………………………………………………………………………………….70
جدول3-4 نتایج خواص مکانیکی استخراج شده از نمودارهای تنش – کرنش……………………………….103
جدول 4-4 نتایج سختی نمونه های عملیات حرارتی شده………………………………………………………….105
فصل اول
-7620011429900
مقدمه
1- مقدمه
آلیاژهای حافظه‌دار[1] دسته‌ای از آلیاژ‌ها با قابلیت منحصر به فرد بازیابی مقادیر قابل توجهی از تغییر فرم خود (تا حدود 8%) هستند. در این حالت نمونه می‌تواند تحت تنش‌های وارده در حد مجاز تغییر شکل دهد و مجدداً با حرارت دادن به شکل اولیه خود باز گردد؛ یا پس از برداشتن بار مکانیکی به صورت الاستیک به شکل نخستین خود باز گردد. در حالت اول پدیده حافظه‌داری[2] و در حالت دوم پدیده سوپر الاستیک[3] و یا شبه الاستیک[4] رخ داده است. وجود خواص حافظه‌داری و سوپرالاستیک در آلیاژهای با نسبت اتمی مساوی (معمولاً غنی‌تر از نیکل) از Ni و Ti دیده می‌شود. اما به علت پایداری فاز بین‌فلزی NiTi در یک محدوده ترکیبی، آلیاژهای متعددی با ترکیب‌های غیر استوکیومتری وجود دارند. مقاومت به سایش بالا، مقاومت به خوردگی مناسب و قابلیت سازگاری با بدن موجودات زنده از دیگر خواص آلیاژهای حافظه‌دار NiTi است. این آلیاژها همچنین به واسطه قابلیت میرایی[5] بالایی که دارند در کاربردهای مرتبط با جذب ارتعاشات نیز به فراوانی مورد استفاده قرار می‌گیرند .وجود این خواص مطلوب مهندسی در این ماده، نایتینول را به عنوان آلیاژی مناسب برای کاربرد‌های پیشرفته معرفی میکند. خاصیت میرایی این آلیاژ اندکی کمتر از ویسکرهایی نظیر اکریلیک و لاستیک است ولی نسبت به مواد مذکور دارای استحکام و مدول الاستیک بالاتری می‌باشد. آلیاژهای با نسبت اتمی مساوی از نیکل و تیتانیم و معمولاً غنی‌تر از نیکل به علت امکان کنترل فرایند استحاله با استفاده ازعملیات حرارتی و پیرسازی، برای تولید آلیاژ نایتینول بیشتر مد نظر می‌باشند. پدیده حافظهداری به علت سهولت انجام استحاله مارتنزیتی و برگشتپذیری آسان آن می باشد. عملیات حرارتی آلیاژهای NiTi اغلب به منظور بهینه کردن خواص مکانیکی اجزا و قطعات ساخته شده از آن و نیز کنترل دماهای استحاله آن انجام می‌گیرد. انجام این فرآیند تاثیرات بسیاری بر روی ریزساختار این آلیاژها و در نتیجه روی خواص آنها خواهد داشت.
استفاده از آلیاژهای حافظه‌دار NiTi غنی از Ni همواره مورد توجه بوده است، چرا که با افزودن Ni به آنها امکان کنترل دماهای انتقالی فراهم می‌آید (با افزودن at. Ni %1/0 دماهای انتقالی حدود K20 کاهش پیدا می‌کنند). این آلیاژها به دلیل مقدار نیکل بالایی که دارند، سختی و مقاومت به سایش و خوردگی بالایی از خود نشان می دهند. همچنین در این آلیاژها می توان با عملیات حرارتی مناسب به خواص حافظه داری مناسب و استحکام و چقرمگی مورد نظر رسید. انتخاب سیکل عملیات حرارتی به عنوان روش کار آزمایش و همچنین تحلیل روابط حاکم بین کمیت های مکانیکی و ریز ساختاری با استفاده از نتایج بدست آمده از مجموعه مقالات و منابع مرتبط با موضوع آزمایش، از اهداف اصلی این پروژه است. این مقالات به همراه تحلیل و ارتباط بین آنها در فصل دوم آورده شده اند. دو هدف عمده از انجام این آزمایشات دنبال می شود:
ایجاد ارتباط بین خواص ریز ساختاری و خواص مکانیکی نمونه های عملیات حرارتی شده و چگونگی تاثیر این خواص بر یکدیگر.
بدست آوردن محدوده دمایی و زمانی بهینه عملیات حرارتی برای رسیدن به خواص مطلوب ریز ساختاری و مکانیکی آلیاژ نیکل تیتانیم غنی از نیکل.
شرح کامل روش تهیه نمونه ها، روش انجام عملیات حرارتی و تجهیزات مورد استفاده و تست های متالوگرافی و مکانیکی در فصل سوم آورده شده است.
فصل دوم
-7620011429900
مروری بر منابع
1-2 تاریخچه و کاربرد
حافظه داری[6] پدیده ای منحصر به فرد در برخی از آلیاژ هاست که ماده پس از پذیرش یک تغییر فرم پلاستیک در دمای پایین توسط حرارت دادن به شکل اولیه خود باز می گردد. این خاصیت اولین باردر سال 1951 توسط چنگ و رید[7] در آلیاژهای Au-Cd مشاهده گردید[1]. در سال 1961 بوهلر و وایلی [2] در آزمایشگاه نظامی نیروی دریایی آمریکا این خاصیت را در سری آلیاژهای Ni و Ti ملاحظه کردند و نام آن را در حالت کلی 55 نایتینول[8] نهادند که در آن نیکل از مقادیر53 تا 60 در صد وزنی را می تواند دارا باشد. از آن پس این خاصیت در بعضی فلزات، سرامیک ها و حتی پلیمر ها نیز مشاهده شد. اما مواد حافظه دار فلزی که اکثراً آلیاژهای حافظه دار هستند، خاصیت حافظه داری بیشتری نسبت به مواد دیگر دارند. از مهمترین این آلیاژها می توان به غیر از آلیاژهای Ni-Ti، به آلیاژهای پایه مس مانند Cu-Zn-Al و Cu-Al-Ni نیز اشاره نمود. در میان این دو سیستم آلیاژی، آلیاژ های Ni-Ti دارای خواص مکانیکی و حافظه داری بهتری هستند به گونه ای که تا 8 درصد کرنش پلاستیک را بازیابی می کنند و نسبت به آلیاژهای پایه مس، پایداری حرارتی مطلوب تری را از خود نشان می دهند. این آلیاژ استحکام خستگی و چقرمگی بالایی دارد که بر اساس این خاصیت، این ترکیب کاربردهای فراوانی در صنایع نظامی و پزشکی یافته است[2].
اگرچه امروزه حجم بالایی از کاربردهای آلیاژهای حافظه دار در ارتباط با زمینه های پزشکی است، اما کاربردهای زیادی نیز در بخش های مختلف صنعتی در حجم بالا برای این آلیاژها بوجود آمده است. استفاده از این آلیاژها در صنعت بیشتر در بست ها و مفصل ها (کوپلینگ) و در بخش های نظامی بوده است. قاب عینک از موارد دیگری است که از خاصیت سوپرالاستیسیتی این آلیاژ ها استفاده می کند. آنتن تلفن همراه نیز یکی دیگر از موارد کاربرد سیم های سوپرالاستیک است. تقویت لحیم SnPdAg در مقابل شکست در اثر تنش های حرارتی، یکی دیگر از موارد کاربرد صنعتی پودر NiTi سوپرالاستیک می باشد. در قسمت اتومبیل سازی، تولید کننده های اروپایی اتومبیل، به مدت طولانی از آلیاژهای حافظه دار به عنوان فعال کننده برای انتقال سیال در جعبه دنده استفاده می کردند. امروزه از درپوش NiTiNb برای آب بندی مسیرهای سوخت با فشار بالا در موتورهای انژکتوری دیزلی استفاده می شود. محرک های حافظه دار همچنین در ساخت دریچه یا سوپاپ اطمینان در کاربردهای صنعتی نیز استفاده می شود. کاربرد محرکی جدید شامل یک قطع کننده حرارتی برای محافظت یون های لیتیم باتری در مقابل افزایش غیر قابل کنترل دما، در اثر شارژ زیاد و یا اتصال کوتاه می باشد[3].
2-2 ذوب و ریخته گری آلیاژ NiTi
برای تولید آلیاژ NiTi به روش ذوبی، به دلیل میل به واکنش بالایی که این آلیاژ دارد، ذوب باید در خلا انجام گیرد. به طور معمول دو روش ذوب القایی تحت خلا[9](VIM) و ذوب با قوس مصرف شونده [10](VAR) استفاده می شود[4]. در روش VIM معمولاً از بوته گرافیتی یا کلسیا استفاده می شود. در این حالت در صورت استفاده از بوته هایی از جنس مگنزیا و آلومینا، مذاب NiTi به اکسیژن آلوده می شود. مذاب NiTi در بوته گرافیتی دچار آلودگی با کربن می شود. با نگهداشتن دمای ذوب زیر oC1450 در هنگام استفاده از بوته گرافیتی می توان مقدار کربن را در شمش VIM بین 200 تا ppm500 کنترل کرد[5]. در روش VAR الکترودهای مصرفی NiTi ذوب می شوند و در قالب مسی آب گرد منجمد می گردند. در این حالت به دلیل اینکه آلودگی از طرف بوته وجود ندارد ماده نهایی تمیزتر و مقدار کربن کمتر از ppm200 می باشد. ولی نکته ای که در این حالت وجود دارد این است که منطقه ذوب در این روش فقط به محدوده کوچکی که قوس زده می شود، محدود می شود درنتیجه همگنی در ساختار کمتر می شود (در مقایسه با VIM). برای همگن شدن ساختار در این حالت از چندین بار ذوب استفاده می شود.
دو روش عمده برای ریخته‌گری قطعات نایتینولی وجود دارد: ریخته‌گری در قالب‌های موقتی و ریخته‌گری دایکست. البته استفاده از روش ریخته‌گری دقیق برای ساخت قطعات پیچیده از این آلیاژها روش بسیار مناسب‌تری می‌باشد. این روش برای آلیاژهای NiTi غنی از نیکل مناسب می‌باشد چرا که انجام ماشین‌کاری و یا بهعبارت دیگر ساخت قطعات پیچیده به روش‌های متداول از این آلیاژها مشکل می‌باشد[5].
بعد از ذوب معمولاً شمش NiTi ریخته شده، در دمای بالا فورج و یا نورد می شود تا به شکل میله و یا تختال درآید. اکستروژن بیلت های NiTi در دمای oC850 و oC950 انجام شده است[6]. چنین کارگرمی ساختار ریخته گری را در هم می ریزد و خواص مکانیکی را بهبود می بخشد. دماهای کارگرم بهینه معمولاً در حدود oC800 گزارش شده است. جایی که فلز کارپذیر است و اکسید شدن سطحی در هوا چندان شدید نیست[5]. کارسرد NiTi تا حدودی پیچیده است زیرا آلیاژ به سرعت کار سخت می شود. در این حالت نیاز است تا در بین پاس های شکل دادن، عملیات آنیل در دمای oC800-600 انجام شود تا شکل نهایی بدست آید.
3-2 فازهای ثانویه در آلیاژهای NiTi غنی از Ni
در بررسی آلیاژهای NiTi غنی از نیکل، مسئله مهم بررسی فازهای بین فلزی رسوبی می باشد. تشکیل فازهای ثانویه در آلیاژهای غنی از نیکل پیچیده تر از تشکیل رسوبات درآلیاژهای غنی از تیتانیم و یا آلیاژهای با درصد مساوی نیکل و تیتانیم می باشد. بر اساس دیاگرام فازی NiTi حلالیت بیش از حد نیکل در فاز زمینه NiTi قویاً تابع درجه حرارت عملیات آنیلینگ می باشد. حلالیت نیکل از مقدار 7 درصد اتمی در دمای oC 1118 به مقدار صفر در دمای oC630 کاهش می یابد. بنابراین انتظار اینکه زمینه در دماهای بالا اشباع از نیکل باشد، وجود دارد. مطالعات نشان می دهد که علاوه بر وجود فاز ثانویه Ni3Ti احتمال رسوب فازهای نامتعادل دیگری مانند Ni3Ti2 و Ni4Ti3 نیز وجود دارد. ساختار اینگونه رسوبات را به صورت زیر می توان ارائه داد[7]:
(1-1)
(2-1)
(3-1)
در این رابطه BO زمینه فوق اشباع آلیاژ TiNi می باشد. B1 ترکیب تعادلی زمینه با رسوبات Ti11Ni14 (Ni4Ti3) و همین قاعده در مورد فازهای B2،B3 و…. صادق است. شکل 1-2 دیاگرام فازی آلیاژ دوتایی NiTi را نشان می دهد. دمای تغییر فاز، خواص مکانیکی و خواص حافظه داری آلیاژهای غنی از نیکل توسط رسوبات ثانویه تحت تاثیر قرار می گیرند.
فاز زمینه و سطوح تنش حاصل از رسوبات وابسته به دمای آنیلینگ بوده که بر دماهای تغییر فاز تاثیر می گذارند. زیرا یک درصد اتمی نیکل اضافی در فاز زمینه می تواند دمای شروع مارتنزیت را به اندازه oC 100 کاهش دهد. هرچه واکنش رسوبات کاملتر گردد و ترکیب حاصل به ترکیب فاز زمینه نزدیکتر باشد(ترکیب مساوی از Ni و Ti)، دماهای تغییر فاز افزایش پیدا می کنند که این امر با افزایش دماهای آنیلینگ بیشتر می شود. زیرا تنش حاصل از رسوبات درشت و ناهمگن ممکن است به محلی جهت رشد مارتنزیت تبدیل گردد و باعث افزایش دماهای تغییر فاز شود. خواص مکانیکی آلیاژ NiTi تابع شکل و همگن بودن رسوبات است که هرچه رسوبات ریزتر و همگن تر باشند استحکام به علت افزایش تنش بحرانی لغزش افزایش می یابند.

شکل1-2 دیاگرام فازی آلیاژ دوتایی NiTi[7].
با توجه به اینکه رسوبات Ni3Ti2 و Ni3Ti با زمینه ناهمگن نبوده، معمولاً وجود این رسوبات تاثیر زیادی بر خواص حافظه داری آلیاژهای TiNi غنی از نیکل ندارند. در مقابل رسوبات Ni4Ti3 می توانند به صورت همگن، نیمه همگن و یا ناهمگن در زمینه فاز B2 اشباع از نیکل رسوب کنند و بر خواص حافظه داری تاثیر گذار باشند. هنگامی که فاز زمینه اشباع از نیکل باشد و دماهای آنیلینگ ما بین 300 تا oC350، ترکیبات Ni4Ti3 در زمینه آلیاژ شروع به رسوب می کنند. در ابتدا رسوبات کوچک بوده و با دانسیته بالایی در فاز زمینه ظاهر می شوند که دارای فصل مشترکی کوهرنت با زمینه می باشند که می توانند از تحول مارتنزیتی جلوگیری کنند. با اینکه تنش بحرانی جهت لغزش نا بجایی ها بسیار زیاد بوده اما همچنان از تنش بحرانی لازم برای حرکت واریانت ها کمتر است. با ادامه آنیلینگ پیوسته، رسوبات رشد کرده و بزرگتر می شوند که میزان کوهرنتی آنها با زمینه نیز از بین می رود و در نتیجه تاثیر آنها بر روی دماهای تحول فاز کم شده و باعث افزایش دماهای تغییر فاز می شوند. با رشد بیشتر رسوبات خواص مکانیکی متعاقباً کاهش می یابند. در جایی که اندازه ذرات خیلی بزرگ می شوند، می توانند به عنوان محل رشد مارتنزیت ها عمل کنند. این رسوبات بسیار ریز می توانند رشد واریانت های مشخصی از مارتنزیت را تسریع کنند[7].
همچنین فاز R که توضیح آن در ادامه می آید، در اثر وجود این رسوبات مشاهده می شود. نکته دیگر اینکه وجود رسوبات نرم Ni4Ti3 آرایش یکسری از واریانت های مارتنزیتی را تحت تاثیر قرار می دهند و بنابراین آلیاژ می تواند خاصیت حافظه داری دوطرفه (رفت و برگشتی) از خود نشان دهد.
همان طور که گفته شد سه فاز Ni4Ti3، Ni3Ti2 و Ni3Ti بسته به زمان و دمای پیر سازی می توانند به وجود آیند[7]. در دمای پیرسازی کمتر و زمان پیرسازی کمتر، فاز Ni4Ti3 بوجود می آید. در حالی که در دما و زمان پیرسازی بالاتر Ni3Ti شکل می گیرد و در حالت زمان و دما بین این دو حالت فاز Ni3Ti2 پدید می آید. همچنین با پیرسازی طولانی مدت، فاز Ni4Ti3 توسط زمینه جذب می شود و مقدار و اندازه ذرات فاز Ni3Ti افزایش می یابد. این موضوع برای فاز Ni3Ti2 نیز وجود دارد. بنا براین دو فاز Ni4Ti3 و Ni3Ti2 فازهای واسطه ای هستند و با افزایش زمان و دمای پیر سازی دچار استحاله نفوذی می شوند و Ni3Ti فاز تعادلی می شود[7]:
(4-1)
در واقع این استحاله فازها در دیاگرام TTT در شکل2-2 نشان داده شده است. این دیاگرام همچنین حد پایین دما برای هر رسوب را نشان می دهد. حد بالا برای فاز Ni4Ti3، oC680 است.

شکل2-2 دیاگرام TTT آلیاژ NiTi52 درصد وزنی نیکل [7].
فازNiTi دارای ساختار مکعبیB2(CsCl) است که ثابت شبکه آن در دمای اتاق nm0.3015 می باشد. در دمایoC1090 یک استحاله منظم- نامنظم از B2 بهBCC اتفاق می افتد. فاز B2 در طول سرد کردن سریع یا آرام تا دمای اتاق باقی می ماند و نقش مهمی را در تحول مارتنزیتی و اثر حافظه داری همراه آن ایفا می کند[7].
فاز Ni3Ti دارای ساختار هگزاگونال از نوع Do24 می باشد و ثوابت شبکه عبارتند از وnm51010/0a= و nm83067/0c= و6284/1c/a= [9و8].
رسوبNi3Ti2 توسط Hara و همکارانش [10] بررسی شد. این فاز یا در دماهای متوسط پیرسازی به وجود می آید و یا در دمای کم و زمان بالای پیرسازی بوجود می آید. این رسوب دارای استحاله فازی دو مرحله ای است که تابع دما می باشد. با تغییر دما یک فاز به صورت مارتنزیتی تبدیل به دیگری می شود. فاز دمای بالاتر دارای ساختار تتراگونال (در دمایk373) می باشد و فاز دمای پایین تر(دمایk298) دارای ساختار اورتورومبیک می باشد. رسوبNi3Ti2 در فاز اورتورومبیک یک کنتراست ضد فازی از خود نشان می دهد در حالی که فاز مونوکلینیک یک کنتراست محدوده ای سوزنی شکل از خود نشان می دهد[10].
فاز Ni4Ti3 در راستای توجه به خاصیت حافظه داری یکی از فازهای مهم است. ساختار این فاز بعد از تحقیقات فراوان توسط تعداد زیادی محقق، نهایتاً توسط کوسکیماکی[11] [11] و با کمک میکروسکوپ الکترونی تعیین گردید. شکل این فاز بصورت عدسی و ساختار آن به صورت رومبوهدرال است که در شکل3-2 نشان داده شده است. ترکیب رسوب اولین بار توسطEDX[12] و بوسیله نیشیدا و هونما[13] [12] برابر Ni14Ti11 در نظر گرفته شد و چندی بعد با افزایش دقتEDX به Ni4Ti3 تصحیح یافت.

شکل3-2 تصویر الکترونی رسوبات Ni4Ti3 در آلیاژ Ti-51Ni پیرشده در k773 برای ks540[11].
4-2 رسوب Ni4Ti3
ذرات رسوب Ni4Ti3 دارای سختار رومبوهدرال و شکل عدسی شکل می باشند و به یکی از هشت واریانت کریستالوگرافی برروی صفحهات }111 {زمینه B2 تعلق دارند[14و13]. این رسوبات باعث افزایش پیوستگی میدان تنشی می شوند. رسوب ذرات Ni4Ti3غنی از نیکل باعث تغییر در مقدار نیکل در زمینه NiTi اطراف رسوب می شود. این دو عامل یعنی افزایش پیوستگی میدان تنشی و تغییر در مقدار نیکل در زمینهNiTi اطراف رسوب برروی استحاله آستنیتB2 با ساختار مکعبی به مارتنزیت B19′ با ساختار مونوکلینیک اثر می گذارد. وجود ذرات Ni4Ti3 نه تنها باعث می شود که در محدوده دمایی متوسط، استحاله فاز R بین استحالهB2 بهB19′ اتفاق بیفتد بلکه باعث پیچیده تر شدن استحالهR به B19′ می شود.
عملیات حرارتی بدون کمک تنش خارجی و در یک مقدار نیکل ثابت، باعث رسوب ناهمگن فاز Ni4Ti3 می شود[16و15]. در این حالت ذرات رسوب فقط در نواحی نزدیک به مرز دانه در پلی کریستال NiTi جوانه زده و رشد می کنند در حالی که مناطق داخل دانه بدون رسوب باقی می مانند. رسوب ناهمگن باعث تقسیم شدن استحاله R بهB19′ به دو مرحله استحاله می شود.
پیرسازی بدون تنش در محدوده دمایی 400 تا oC600 باعث ایجاد ساختار غیر همگن می شود؛ به این معنی که ذراتNi4Ti3 ترجیحاً نزدیک مرز دانه، اکسیدها و کاربیدها رشد می کنند و مناطق بدون رسوب، مناطق داخلی دانه را تشکیل می دهند[15]. در مقابل، پیرسازی که همراه با تنش باشد(پیرسازی با کمک تنش) چگالی حجمی ذرات غیر همگن را در داخل ریز ساختار وارد می کند. ریزساختار این نوع توزیع را که در مدت زمان یک ساعت و در دمای oC500 و تنش MPa8 (شرایط 500/1/8) شکل گرفته است، در تصویر TEM شکل4-2 نشان داده شده است.
بزرگنمایی بالاتر قسمت بالا و راست تصویر4-2، نشان می دهد که علیرغم چگالی حجمی ذرات همگن، رسوب بعد از پیرسازی با کمک تنش، به هیچ عنوان کاملاً همگن نیست(شکل5-2). می توان دید که واریانت های ذرات، شکل بیضی گونه دارند (دیسک های بیضی شکل تیره و پهن بر روی صفحه تصویر به صورت کج قرار گرفته اند) و فقط در فواصل مشخصی از مرز دانه ظاهر می شوند.

شکل4-2 توزیع همگن رسوبات Ni4Ti3 (براساس تعداد ذرات بر واحد حجم) بعد از 1 ساعت پیرسازی همراه با تنش در oC500 و MPa8. نواحی مرز دانه و داخل دانه توسط مونتاژ تصویر TEM نمایش داده شده اند[15].

شکل5-2 شکل گیری واریانت های کریستالوگرافی Ni4Ti3 نزدیک و دور از مرز دانه[15].
5-2 عملیات حرارتی(پیرسازی)
اصلی ترین و مهمترین عملیاتی که پس از ساخت قطعات مورد نظر از جنس آلیاژهای NiTi برروی این قطعات انجام می شود عملیات حرارتی پیرسازی است که باعث ایجاد خواص ویژه ای در این آلیاژها می شود. این عملیات شامل آنیل انحلالی آلیاژ فوق در دمایی بالای دمای مرز NiTi و Ni3Ti به مدت زمان کافی جهت حل شدن کامل رسوبات و فازها در زمینه NiTi و تشکیل فاز B2 فوق اشباع و در ادامه کوئنچ آن در یک محیط سرد می باشد. در ادامه این محلول جامد فوق اشباع در دماهای نسبتاً بالا حرارت داده می شود تا Ni اضافی موجود در ساختار آن به صورت رسوباتی ترسیب یابد.
یکی از روشهایی که می توان کرنش برگشت پذیر آلیاژها را افزایش داد، عملیات حرارتی پیرسختی می باشد. در اثر عملیات پیرسختی آلیاژهای NiTi غنی از Ni، رسوبات شبه پایدارTi3Ni4 بوجود می آید. این رسوبات ریز و کوهیرنت باعث افزایش استحکام زمینه NiTi شده و خواص سوپرالاستیسیته را بهبود می بخشند و نیز باعث افزایش دماهای استحاله می گردند[15]. رسوباتی که در طول پیرسازی ایجاد می شوند برروی رفتار استحاله ای آلیاژ نیز تاثیر دارند که در ادامه به بررسی این اثر و نیز اثر رسوبات بر رفتار مکانیکی آلیاژ نایتینول اشاره می شود.
1-5-2 مقدمه ای بر وجود فاز R
تحول کامل مارتنزیتی (تبدیل فاز آستنیتی به مارتنزیتی) در آلیاژهای حافظه دار در هیسترزیس دمایی بیش از oC 20 صورت می گیرد. اما در شرایطی یک تحول شبه مارتنزیتی در آلیاژ مشاهده می شود که هیسترزیس حرارتی آن کمتر از oC15 بوده که به تحول فاز R در آلیاژ های حافظه دار معروف است[15]. شبکه مکعبی در طول قطر کشیده شده و زاویه قائمه آن به کمتر از o90 که وابسته به دماست، می رسد. از آنجایی که تغییر فاز R نتیجه یک اعوجاج شبکه ای است ممکن است خواص حافظه داری و سوپر الاستیسیته را تحت تاثیر قرار می دهد. شرایطی که در آن تحول فاز R به وجود می آید عبارتند از:
ایجاد نابجایی های بدون نظم در زمینه آلیاژ که با عملیات کار سرد و سپس آنیلینگ در دماهای 400تا oC500 انجام می پذیرد.
ایجاد رسوبات با انجام انحلال محلولی و پیرسازی در آلیاژ های غنی از نیکل در دماهای ما بین 400 تا oC500
اضافه کردن عنصر سوم به سیستم آلیاژی NiTi که از تحول مارتنزیتی جلوگیری کند(مانند Al و Fe)
تحول فاز R برای اولین بار با XRD[14] مشاهده گردید. اما طبیعت تغییر حالت آن به مارتنزیت کاملاً مشخص نگردید. در ابتدا ساختار تتراگونال برای فاز R پیشنهاد شد اما مطالعات بعدی توسط اشعه های نوترونی و الکترونی نشان از ساختار رومبوهدرال داشت[7].
2-5-2 استحاله فازی مارتنزیتی دو مرحله ای و سه مرحله ای
در مورد آلیاژ دوتایی NiTi، در اثر سرد کردن از دمای بالا و با فاز زمینه B2، دو فاز مارتنزیتی R وB19′ ممکن است بوجود بیایند. استحاله مارتنزیتی اولیه تغییر فاز B2 به R است. سرد کردن بیشتر فاز R حاصله را به B19′ تبدیل می کند. اما چنین استحاله دو مرحله ای همیشه دیده نمی شود. در مواردی که عملیات آنیل محلولی روی آلیاژ انجام شده است، فاز B2 مستقیماً به فاز B19′ تبدیل می شود(تک مرحله ای). فاز B19′ از نظر ترمودینامیکی نسبت به فاز R پایدار تر است ولی با کرنش های استحاله ای بالاتری همراه است (در حدود %10). ریز ساختارهای نابجایی ها و رسوبات مانند یک سد، می توانند شکل گیری فاز B19′ را با مشکل روبرو سازند؛ اثری که می توان آن را به صورت یک سد انرژی در منحنی G(T) فاز B19′ ملاحظه کرد. به دلیل این سد انرژی شکل گیری B19’، شکل گیری فازR که دارای کرنش استحاله ای کمتری(در حدود مقدار %1) می باشد، از نظر انرژی ارجحیت پیدا می کند. با این توضیحات مشخص می شود که نمودار G(T) مربوط به فازR با وجود نابجایی ها و رسویات چندان تحت تاثیر قرار نمی گیرد[17].
لازم به ذکر است که کرنش های استحاله ای بالا، برابر با سد جوانه زنی بالاتر است و این بدان معنی است که شکل گیری B19′ احتیاج به تحت تبرید قابل توجهی تا زیر دمای تعادلی ترمودینامیکی (T0) دارد تا نیروی محرک لازم برای جوانه زنی ایجاد شود. دمای لازم برای شروع شکل گیری مارتنزیت (در شکل 6-2 نشان داده شده است) به مقدار زیادی (k20)کمتر از دمای تعادل ترمودینامیکی(T0) بین B2 و B19′ است (جایی که نمودارهای G(T) همدیگر را قطع می کنند). در مقابل جوانه زنی فاز R که دارای کرنش استحاله کوچکی است، به مراتب آسان تر است.

شکل6-2 پایداری فاز B2،R و B19’ در آلیاژ دوتایی NiTi غنی از نیکل. وجود موانع (رسوبات، نابجایی ها) شکل گیری B19’ را ازنظر انرژی مشکل می کند در حالی که بر شکل گیری فاز R تاثیری ندارد[17].
.

شکل7-2 منحنی شماتیک DSC که دو پیک گرمازا در هنگام سرد کردن و یک پیک در هنگام گرم کردن از خود نشان می دهد[17].
روش DSC[15] یکی از روش های رایج برای مشخص کردن رفتار استحاله های مارتنزیتی در آلیاژهای حافظه دار است. DSC امکان اندازه گیری گرمای آزاد شده و یا جذب شده را در طول استحاله های مارتنزیتی فراهم می کند. شکل7-2، دو پیک گرمازا در هنگام سرد کردن نشان می دهد یعنی گرما به صورت پیوسته در دو مرحله آزاد شده است. این موضوع مربوط به دو مرحله استحاله در هنگام سرد کردن می شود. در هنگام گرم کردن، تک پیک نشان دهنده یک مرحله ای بودن استحاله می باشد. دمایی که در آن استحاله تبدیل آستنیت به مارتنزیت آغاز می شود(As) و دمایی که پایان می پذیرد، (Af) است. همین طور دماهای Ms و Mf برای استحاله مارتنزیتی تعریف می شوند. با اینکه فاز R در نتیجه یک واکنش مارتنزیتی شکل می گیرد، ولی همان فاز R نامیده می شود و دماهای آغاز و پایان این استحاله به ترتیب Rs و Rf نامیده می شود. پیک های شکل7-2، موقعیت دمای آغاز و پایان استحاله ها فاز R و فاز B19′ را در هنگام سرد کردن و فاز B2 را در هنگام گرم کردن، نشان می دهد[17].
بر روی نمودار دو شانه قبل و بعد از پیک نشان دهنده نقاط آغاز و پایان استحاله می باشند. از روی این نمودار ساده DSC، می توان دید که در هنگام سرد کردن از فاز B2، ماده ابتدا کاملاً به فاز R تبدیل می شود (اولین پیک روی نمودار DSC) و زمانی که دما کم می شود، این فاز R به فاز B19′ تبدیل می شود(پیک دوم برروی نمودار DSC). در طول گرم کردن یک پیک ظاهر می شود که نشان می دهد فاز B19′ مستقیماً به فاز B2 تبدیل شده است.
نمودارهای DSC آلیاژهای NiTi غنی از نیکل بعد از زمان کوتاه پیر سازی یک یا دو پیک از خود نشان می دهند و در زمان پیر سازی متوسط سه پیک(از این پس استحاله مارتنزیتی چند مرحله ای نامیده می شود) و دوباره در زمان پیر سازی طولانی یک یا دو پیک از خود نشان می دهند (شکل 8-2).

شکل8-2 تغییر اجزای منحنی DSC از دو مرحله در زمان کوتاه پیرسازی به سه مرحله در زمان های متوسط و سپس برگشت به دو مرحله در زمان های خیلی طولانی پیرسازی[17].
3-5-2 توضیحات ریز ساختاری و کریستالوگرافی استحاله مارتنزیتی چند مرحله ای
به طور کلی پنج دلیل را می توان برای وقوع استحاله مارتنزیتی چند مرحله ای نام برد[17]:
 1) فازهای کریستالوگرافی اضافی می توانند دلیل خوبی برای توضیح این رفتار باشند. در آلیاژ NiTi اگر فاز B19 به وجود بیاید، سه مرحله استحاله فاز را می توان به B2 بهR، Rبه B19 و B19 به B19′ نسبت داد. اما آزمایشات دقیق تا کنون اثری از فاز B19 در الیاژ دوتایی NiTi نشان نداده است.
 2) دلیل دیگر برای توضیح رفتار سه مرحله ای بودن استحاله در هنگام سرد کردن از فاز B2 مربوط به اندرکنش ریزساختارهای تشکیل شده از نابجایی هایی است که در هنگام عملیات ترمومکانیکی ایجاد می شوند و مرزهای آستنینت و مارتنزیت را جابجا می کنند. اولین پیک معرف واکنش B2 به R است. پیک دوم مربوط به استحاله R به B19′ است. در این حالت رشد مارتنزیت توسط دیوارهای نابجایی متوقف می شود[17]. برای فراهم کردن نیروی محرک لازم برای اینکه فاز B19′ دیواره نابجایی ها را که به صورت دانه های فرعی هستند بشکند و رشد کند، تحت تبرید بیشتری نیاز است. وقتی که دما به صورت پیوسته کاهش می یابد، این نیروی محرکه اضافی در نهایت فراهم می شود. سومین پیک روی منحنی سرد کردن نمانیده استحاله باقی مانده فاز R به فاز B19′ و شکسته شدن دیواره های نابجایی هاست. تصویر شماتیکی از این رفتار در شکل a9 -2 نشان داده شده است.
3) یک روش دیگر برای توضیح استحاله مارتنزیتی چند مرحله ای توسط بتیلارد [16]و همکارانش ارائه شد[14]. ایشان حضور میدان های تنش همسان اطراف رسوبات Ni4Ti3 را دلیل توجیه این رفتار چند مرحله ای می دانند. در اولین مرحله از توالی استحاله، B2 به فاز R تبدیل می شود و فاز R در فصل مشترک زمینه و رسوب جوانه می زند و در داخل زمینه رشد می کند. سپس این فاز R به فاز B19′ تبدیل می شود و پیک دوم مربوط به استحاله فازی R به فاز B19′ است. اما این استحاله اخیر در دو مرحله اتفاق می افتد. یکی در نزدیکی رسوب و دیگری در زمینه آلیاژ که تحت تاثیر تنش های همسان قرار نگرفته اند. رشد فاز B19′ توسط نواحی اطراف ذرات رسوب که تحت تنش های همسان و پیوسته قرار گرفته اند، محدود و متوقف می شود. بنابراین پیک دوم مربوط به استحاله R به B19′ در نواحی اطراف رسوبات است که تحت تاثیر میدان تنشی پیوسته قرار گرفته اند و پیک سوم مربوط به استحاله Rبه B19′ در نواحی زمینه است که تحت تاثیر تنش قرار ندارند. (شکلb9-2)

شکل9-2 نمایش شماتیکی از تئوری های استحاله چند مرحله ای:a) تئوری ریزساختاری که در آن مرز دانه های فرعی باعث ایجاد مانع بر سر راه رشد B19’ می شود[28و27]. B) استحاله مارتنزیتی چند مرحله ای به دلیل میدان های تنشی پیوسته در اطراف رسوبات[17]. حتی اگر تنش قوی نباشد، تغییر در مقدار نیکل می تواند دلیل این پدیده باشد[15].
4) رسوب ناهمگن ذرات: مطالعات TEM[18] نشان میدهد که رسوب ناهمگن رسوبات Ni4Ti3 در نزدیکی مرزهای دانه، دلیل خوبی را برای استحاله های مارتنزیتی چند مرحله ای در آلیاژهای NiTi غنی از نیکل ایجاد می کند. چنین ریزساختارهای ناهمگنی می توانند در زمان پیرسازی محلول آنیل شده و آلیاژهای بدون عیب NiTi غنی از نیکل ایجاد شوند. بعد از یک ساعت پیر سازی در دمای 0C 500، ریز ساختاری از نواحی مرز دانه تشکیل می شود که رسوبات Ni4Ti3 در نزدیکی آنها قرار گرفته اند. در طول سرد کردن کنترل شده این ساختار از فاز B2، دو پیک آشکار دیده می شود. پیک اول نتیجه استحاله از B2 به R در نواحی مرزی غنی از رسوب است. پیک دوم با دو فرآیند همراه است: 1) استحاله فاز R تازه شکل گرفته به فاز B19′ در نواحی مرز دانه و 2) استحاله مستقیم B2 به B19′ در نواحی ریزساختاری بدون رسوب. با انجام عملیات پیر سازی در 0C 500 و برای 10 ساعت، Ni4Ti3 که در نواحی مرز دانه رسوب می کند ضخیم تر می شود. به علاوه شبکه های نا منظمی از رسوبات در نواحی داخلی دانه جوانه می زنند. البته با وجود این جوانه زنی، همچنان بخش عمده ای از ریز ساختار بدون رسوب باقی می ماند.
با سرد کردن NiTi که کامل پیر شده است، ماده رفتار استحاله ای سه مرحله ای از خود نشان می دهد. سه پیک کاملاً مجزا با استفاده از DSC دیده می شود که مربوط به 1) استحاله B2 به R در نواحی شامل رسوبات Ni4Ti3 (پیک اول)، 2) استحاله فاز R در این نواحی به B19′(پیک دوم)، 3) استحاله مستقیم نواحی بدون رسوب داخل دانه از B2 به B19′(پیک سوم) می باشد. شکل a10-2و 11-2 تصویر TEM موزاییک مانند ریز ساختار را نشان می دهد که دارای رسوبات غیر همگن می باشد که استحاله چند مرحله ای در طول سرد شدن از فاز B2 را نشان می دهد. نمودار DSC مربوطه که سه پیک را نشان می دهد در شکل b10-2 آورده شده است.

شکل10-2 a)ریزساختار TEM آلیاژ NiTi غنی از نیکل پلی کریستال با رسوبات نا همگن b) منحنی DSC مربوطه که سه پیک را درهنگام سرد کردن نشان می دهد[17].

شکل 11-2 رسوب ترجیحی فاز Ni4Ti3 در مرز دانه و نزدیک Ti4Ni2O در داخل دانه بعد از پیرسازی در a) 1 ساعت و b) 10 ساعت[15]
6-2 بررسی خواص مکانیکی
1-6-2 خاصیت سوپرالاستیکی
استحاله فازی مارتنزیتی توام با تنش [17](SIM) در بررسی رفتار کششی آلیاژ نایتینول این امکان را می دهد تا کرنش های بیشتراز 8 درصد در هنگام باربرداری از روی نمونه از طریق استحاله معکوس بازیابی شوند. از این خاصیت معمولاً تحت عنوان خاصیت سوپرالاستیسیته(SE[18])نام برده می شود. حال زمانی که این نایتینول سوپرالاستیک تا زیر دمای بحرانی سرد شود، تغییرات فازی توام با تنش نمی تواند کرنش را بازیابی کند. در این حالت شکل اولیه با حرارت دادن ماده تا بالای دمای بحرانی دوم بازیابی می شود و خاصیت حافظه داری ایجاد می شود[19].
2-6-2 اثر حافظه داری
نایتینول توانایی حافظه داری خود را از یک تغییر فاز کنترل شده با دما و بازگشت پذیر از آستنیت به مارتنزیت بدست می آورد. مارتنزیت از فاز مادر آستنیت با سرد کردن تا زیر دمای بحرانی بدست می آید(شکلa12-2). یک استحاله حالت جامد اتفاق می افتد که طی آن دوقلویی های خود تطبیق ده [19]از ساختار شبکه حاصل می شوند و فاز مارتنزیت شکل می گیرد. این موضوع باعث شکل گرفتن کریستال های سوزنی شکل می شود که به صورت چپ و راست در داخل ساختار دیده می شوند[19]. عمل دوقلویی شدن باند های اتمی را نمی شکند بنابراین فرآیند برگشت پذیر می شود. اگر به ساختار دوقلویی شده تنش وارد شود، مرزهای دوقلویی به گونه ای جابجا می شوند که بهترین تطبیق را با نیروی وارده داشته باشند(شکل b12-2). این عمل دی تویین شدن[20] نام دارد و می تواند تغییرشکل بالایی را در شبکه جای دهد. اگر نمونه در این شرایط حرارت داده شود، به شکل اولیه خود در حالت فاز آستنیت مادر باز میگردد(شکل c12-2) و خاصیت حافظه داری حاصل می شود.

شکل12-2 نمایش شماتیک استحاله حافظه داری[19].
همانطور که گفته شد، مارتنزیت می تواند در اثر تنش نیز بوجود بیاید. شکل13-2 منحنی تنش کرنش ایدهال آلیاژهای نایتینول را برای حالت بارگذاری در فاز آستنیت (بالای دمای Af)، نشان می دهد. در بارگذاری اولیه ماده کاملاً آستنیته است و رفتار آن به صورت رفتار الاستیک خطی است.

شکل13-2 مدل ساده شده استحاله مارتنزیتی[19].
اما در کرنش حدود %1 یک اختلافی با حالت خطی دیده می شود که نشان می دهد فاز مارتنزیت در حل شکل گرفتن است. مارتنزیت به صورت کریستال های دوقلویی شکل می گیرد زیرا در مرزهای کریستال های تازه شکل گرفته تنش برشی وجود دارد. این پروسه استحاله ای توسط محدوده پلاتو مشخص می شود. در این منطقه ماده مدول یانگ کمی دارد و معمولاًتا کرنش %6 ازدیاد طول می یابد و ماده از مارتنزیت های دوقلویی تشکیل شده است[19]. فرآیند مذکور در تنش ثابت صورت گرفته و قسمت صاف بالایی[21] در منحنی تنش کرنش آلیاژهای سوپرالاستیک مربوط به این فرآیند است. با حذف تنش مارتنزیت ناپایدار شده و به آستنیت تبدیل می شود و نمونه به شکل اولیه خود باز می گردد که مشخصه این مرحله نیز قسمت صاف پایینی[22] است. اگر تغییر شکل بیشتری اعمال شود، ساختار شبکه به صورت الاستیک تغییر شکل می یابد تا تنش بحرانی که در آن ماده تسلیم می شود و تغییر شکل پلاستیک رخ می دهد. در ادامه شکست اتفاق می افتد. شکل گیری مارتنزیت توام با تنش از نظر کریستالوگرافی برگشت پذیر است زیرا باند های بین اتمی در اثر این استحاله سالم باقی می مانند. این موضوع ماده را قادر می سازد تا تمام کرنش ایجاد شده تا قبل از تغییر شکل پلاستک را که می تواند تا %9 کرنش باشد، بازیابی کند.
اما رفتار سوپرالاستیک تنها زمانی اتفاق می افتد که ماده در بالای دمای Af بارگذاری شود. وقتی بارگذاری در محدوده Ms<T<Af انجام شود، مارتنزیت توام با تنش شکل می گیرد(شکلa14-2). اما در هنگام باربرداری فقط تغییر شکل الاستیک شبکه مارتنزیتی بازیابی می شود(ماکزیمم به مقدار%1) و کرنش ناشی از دی تویین شدن باقی می ماند. اگر نمونه در این شرایط تا بالای دمای Af حرارت داده شود، تغییر شکل مطابق با نمودار کرنش-دمای شکل a14-2 بازیابی می شود. این موضوع همان خاصیت حافظه داری است که توضیح آن قبلاً داده شده است. قابل ذکر است که مشاهده رفتار سوپر الاستیک در دمای بیش از Af و کمتر از Md (بالاتری دمایی که استحاله مارتنزیتی می تواند در اثر اعمال تنش اتفاق بیفتد) امکان پذیر است در دمای Md که از Af بزرگتر است، تنش بحرانی لازم برای شکل گیری مارتنزیت بزرگتر از تنش لازم برای حرکت نابجایی ها در تغییر شکل پلاستیک است که این حرکت نابجایی ها باعث کم شدن سوپرالاستیسیته می شود.

شکل14-2 دیاگرام سه بعدی تنش-کرنش-دما برای نایتینول[19].
شکل b14-2 منحنی تنش کرنش را در محدوده دمایی Af<T<Md نشان می دهد. در این شرایط ماده سوپرالاستیک است و اگر بارگذاری و سپس باربرداری شود، منحنی تنش کرنش یک حلقه بسته غیر خطی را دنبال می کند که در آن پلاتو[23]بالایی مربوط به استحاله آستنیت به مارتنزیت است و پلاتو پایینی مربوط به استحاله معکوس مارتنزیت به آستنیت مادر است. تنش های σms، σmf، σas، σafکه در شکل b23 نشان داده شده اند به ترتیب تنش هایی مربوط می شوند که در آنها استحاله مارتنزیتی آغاز می شود و پایان می یابد و تنش هایی که در آنها استحاله معکوس به آستنیت شروع و پایان می یابد. مقدار تنش های استحاله ای به صورت خطی و وابسته به دما است. اگر بارگذاری در بالای Md انجام شود، نایتینول مانند یک ماده مهندسی معمولی رفتار می کند(شکل c14-2).
یکی از روش هایی که می توان کرنش برگشت پذیر آلیاژها را افزایش داد، عملیات حرارتی پیرسختی می باشد. در اثر عملیات پیرسختی آلیاژهای NiTi غنی از نیکل، رسوبات شبه پایدار Ni4Ti3 به وجود می آید. این رسوبات ریز و کوهرنت باعث افزایش استحکام زمینه NiTi شده و خواص سوپرالاستیسیته را بهبود می بخشند، همچنین باعث افزایش دماهای استحاله می شود[20].
به عنوان مثال در شکل15-2 نمودار تنش کرنش مربوط به نمونه NiTi51 در شرایط بعد از آنیل محلولی و بدون عملیات حرارتی نشان داده شده است. این شکل نشان می دهد که بعد از حذف تنش مقدار قابل توجهی کرنش غیر قابل برگشت در نمونه باقی مانده است.

شکل15-2 منحنی تنش کرنش نمونه NiTi51 آنیل محلولی شده[20].
انتظار می رود که نمونه با توجه به دارا بودن ساختار آستنیتی در دمای آزمایش از خود رفتار سوپرالاستیک نشان دهد، ولی چنین رفتاری ملاحظه نمی شود(شکل15-2). دلیل این رفتار غیر معمول این است که با انجام عملیات آنیل محلولی تاثیر کارسرد انجام شده برروی آلیاژ از بین رفته و دانسیته نابجایی ها به شدت کاهش می یابد. بنابراین تنش بحرانی برای مکانیزم لغزش کاهش یافته و عمل لغزش اتفاق می افتد[21]. البته در کنار لغزش، مکانیزم دوقلویی نیز وارد عمل می شود که البته سهم دوقلویی در این تغییر شکل در مقایسه با سهم مکانیزم لغزش کمتر می باشد. در هنگام حذف تنش نیز تغییر شکل ناشی از دوقلویی بازیابی شده (که انحراف از حالت رفتار الاستیک نرمال که توسط خط چین در شکل مشخص شده مربوط به این فرآیند می باشد) ولی تغییر شکل حاصل از لغزش بازیابی نشده و به صورت کرنش غیر قابل برگشت باقی می ماند.
در شکل16-2 منحنی های تنش کرنش نمونه های پیر سخت شده در دمای oC400 و برای زمان های 10، 20،30، 60 و 120 رسم شده است. با افزایش زمان پیرسازی، به دلیل رشد رسوبات Ni4Ti3 غنی از نیکل و کم شدن درصد نیکل زمینه، دماهای استحاله افزایش می یابد به گونه ای که دمای آزمایش تست کشش در محدوده رفتار سوپرالاستیک قرار می گیرد. با توجه به منحنی های تنش کرنش شکل16-2 مشاهده می شود که آلیاژ در اثر عملیات حرارتی پیرسختی رفتار سوپرالاستیک ناقصی از خود نشان می دهد و در نمونه ها کرنش باقی مانده دیده می شود. دلیل این رفتار قرار گرفتن دمای آزمایش در محدوده دمایی Rs و Rf است. به عبارت دیگر آلیاژ در هنگام تست کشش به طور کامل دارای فاز آستنیت نبوده و مقداری فاز R نیز در زمینه موجود است که مقدار این فاز به زمان عملیات پیرسختی بستگی دارد.

شکل16-2 منحنی های تنش کرنش نمونه های پیرسخت شده در زمان های a)10،b)20،c)30،d)60 و e)120 دقیقه[20].
در منحنی های شکل17-2 این تغییرات به وضوح دیده می شوند و مشاهده می شود که با افزایش زمان پیرسازی مقادیر تنش پلاتو (تنش بحرانی مورد نیاز برای استحاله مارتنزیتی حاصل از تنش (SIM)) بالایی و پایینی هر دو کاهش می یابند(برای تعیین تنش پلاتو بالایی و پایینی به ترتیب میزان کرنش های %3.5 و %3 در نظر گرفته شده است).

شکل17-2 a)تاثیر زمان پیرسختی بر تنش پلاتو بالایی b) تاثیر زمان پیرسختی بر تنش پلاتو پایینی[20].
3-6-2 بررسی رفتار سوپر الاستیسیته آلیاژ NiTi55
به منظور افزایش کرنش الاستیکی برگشت پذیر عملیات حرارتی بر روی آلیاژ NiTi55 (درصد اتمی) در محدوده دمایی oC800-400 انجام گرفته است. در این حالت می توان خواص SM و SE ثابت و قوی در نمونه ایجاد کرد که در این حالت دماهای استحاله تابعی از عملیات حرارتی می شوند[22].
دمای پیرسازی اندازه رسوبات را کنترل می کند که در واقع اندازه کرنش برگشت پذیر را در SE تعیین می کند. ترکیب کارسرد و عملیات حرارتی پیرسازی باعث افزایش تنش پلاتو می شود و همچنین پایداری منحنی های سوپرالاستیک را افزایش می دهد[23]. همچنین در آلیاژهای NiTi غنی از نیکل با افزایش دما و زمان پیرسازی مقدار نیکل زمینه کاهش می یابد و رسوبات غنی از نیکل مانند Ni4Ti3 و Ni3Ti2 تشکیل می شود. به دلیل مشکلاتی که در شکل دهی آلیاژهای غنی از نیکل وجود دارد مانند تردی بسیار زیاد و حساسیت به شکاف[24]، ماشین کاری و شکل دهی این مواد برای کاربردهای عملی بسیار مشکل می شود. شکل a18-2 و a19-2 به ترتیب تصویر ریزساختاری نمونه های با درصد اتمی NiTi55 و NiTi50 می باشند. نمونه as-received (AR) با ترکیب NiTi55 شامل رسوبات Ni3Ti2 و Ni3Ti می باشد که فاز ثانویه اصلی رسوب Ni3Ti می باشد که به صورت سوزنی شکل و کشیده دیده می شود در حالی که رسوبات Ni3Ti2 عدسی شکل هستند و کم و بیش در شکل d18-2 دیده می شوند.

شکل18-2 a)تصویراپتیکی نمونه NiTi55 AR. b,c) تصویر TEM رسوب Ni3Ti و d) حضور رسوب Ni3Ti در ساختار AR. به تغییر شکل شدید رسوبات Ni3Ti به دلیل نورد گرم اولیه توجه شود[22].
به دلیل انجام نورد گرم برروی NiTi55 رسوبات به شدت تغییر شکل یافته اند و مقدار زیادی نابجایی و رسوبات Ni3Ti در شکل b18-2 دیده می شود. تفاوت دیگر بین 55 و 50 تفاوت بین ریز ساختارها در حالت آنیل محلولی شده (در oC1100 و کوئنچ در آب) است. برای نمونه NiTi50 ساختار مارتنزیتی دوقلویی (شکل b19-2) مشخص است در حالی که برای نمونه NiTi55 ساختار دوقلویی بدست نیامده و فاز آستنیت شکل گرفته است(شکلc19-2). علت این موضوع را می توان به درصد بالای نیکل در زمینه نسبت داد که دمای استحاله آستنیت به مارتنزیت را به مقدار زیادی کاهش داده است. به علاوه در هنگام سرد کردن نمونه از oC 1100 در کوره نمونه NiTi50 فقط فاز آستنیتی از خود نشان می دهد ولی نمونه NiTi55 شبکه رسوبی وسیعی از Ni3Ti نیز نشان می دهد(شکل d19-2).
آلیاژ NiTi55 سرد شده در کوره خواص حافظه داری نیز از خود نشان می دهد. رسوب Ni3Ti هم در داخل دانه شکل می گیرد و هم در مرز دانه. در مرز دانه دارای مورفولوژی چهار گوش و در داخل دانه به شکل سوزن های کشیده شده با اندازه های متفاوت است.

شکل19-2 تصویراپتیکی a)نمونه NiTi50 AR. b,) نمونه NiTi50 آنیل محلولی شده (oC1100) و کوئنچ شده در آب، به مارتنزیت دوقلویی توجه شود. c)نمونه NiTi55 محلولی شده (oC1100) و کوئنچ شده در آب d) نمونه NiTi55 محلولی شده (oC1100) و سرد شده در کوره. به رسوب Ni3Ti شکل گرفته در مرز و داخل دانه توجه شود[22].
منحنی تنش کرنش نمونه AR و عملیات محلولی شده [25](ST) مربوط به نمونه های NiTi50 و NiTi55 در شکل20-2 نشان داده شده است. نمونه ST هر دو آلیاژ بسیار ترد است و استحکامی در حدود MPa 400-350 از خود نشان می دهند. نمونه AR با ترکیب NiTi50 رفتار سوپرالاستیک معمول را از خود نشان می دهد که مقدار کرنش Plateau آن بین %7-1 است که همراه با %25 داکتیلیتی است. درحالی که نمودار نمونه NiTi55 دارای قسمت Plateau غیرمسطح است و بین %4-1 قرار می گیرد. دلیل اینکه شیب Plateau مثبت است این است که رسوباتی که در این نمونه وجود دارند در مقابل استحاله در اثر تنش مقاوت می کنند و در نتیجه تنش بالاتری نیاز است تا استحاله کامل گردد[24].

شکل20-2 منحنی های تنش کرنش کششی نیمه استاتیک برای NiTi55 و NiTi50 برای شرایط عملیات حرارتی AR و ST. منحنی های فشار برای نیز برای NiTi55 ودر شرایط ST رسم شده است[22].
جدول1-2 برنامه عملیات حرارتی نمونه های NiTi55 و NiTi50 را نشان می دهد.
جدول1-2 برنامه پیرسازی برای آلیاژهای NiTi55 و NiTi50[22]

منحنی های تنش کرنش کششی برای NiTi55 و NiTi50 در حالت HT-1 در شکل a,b21-2 نشان داده شده است. قسمت Plateau کشش در نمونه پیرشده بین oC400 و oC600 کاملاً مشخص است و در oC700 بسیار کوچک می شود و در oC800 تقریباً از بین می رود. به علاوه با افزایش دما از 400 تا oC700 تنش آغاز کننده منطقه Plateau افزایش می یابد. محدوده معمول کرنش برای قسمت Plateau %5-1 و کرنش برگشت پذیر بیشتر از %4-3 است.

شکل21-2 منحنی های تنش کرنش کششی تحت عملیات HT-1 برای نمونه های a) NiTi55 و b) NiTi50[22].
با دقت در شکل a21-2 ملاحظه می شود که در نمونه پیرشده در دمای oC500 استحکام بالا (کمی بیشتر از MPa1000) و داکتیلیتی بالا(%15) بدست آمده است. که به نظر می رسد دمای مناسبی برای بدست آوردن استحکام و داکتیلیتی بالا می باشد.
در شکل b21-2 که برای نمونه NiTi50 رسم شده است ملاحظه می شود که اولین اثر آنیل کردن کاهش تنش Plateau از 400 به حدود MPa 300-250 می باشد و داکتیلیته نیز افزایش یافته است. درحالات ذکر شده زمان عملیات حرارتی 1 ساعت است که تا حدودی کم است. در ادامه به بررسی عملیات حرارتی نمونه ها در زمان های نسبتاً طولانی تر پرداخته می شود.

Related posts: