考虑循环效应的镍钛合金超弹性细观本构模型

朱祎国,林会杰

(大连理工大学 工业装备结构分析国家重点实验室，辽宁 大连 116023)



考虑循环效应的镍钛合金超弹性细观本构模型

朱祎国,林会杰

(大连理工大学 工业装备结构分析国家重点实验室，辽宁 大连 116023)

摘要：超弹性是形状记忆合金最主要的特性之一，本文假设其在相变过程中具有层状微结构，利用理想界面条件推导出相变发展过程的单晶本构关系，同时引入临界应力，累积残余应变和累积马氏体体积分数3个变量，利用临界应力，循环次数N构造相变驱动力随循环次数N变化的表达式。在每一次加载中相变驱动力作为一个材料参数控制正相变和逆相变的发生过程，联合累积马氏体体积分数和累积残余应变就得到考虑循环效应的单晶本构模型。利用Taylor假设推广到多晶模型。最后为证实本模型的可行性，进行了数值模拟，结果与实验结果吻合较好。

关键词：形状记忆合金;循环效应;超弹性;层状微结构;本构模型

镍钛形状记忆合金(shape memory alloys，SMAs)因其独特的超弹性和形状记忆效应被广泛地应用在航空航天，交通运输和生物医学等多个领域[1-3]。然而这些器件不可避免的就会受到循环载荷的影响，为了能完善的设计形状记忆合金工作元件并且评估其可靠性，有必要深入地研究循环载荷条件下的形状记忆合金超弹性变形特性和建立适合工程应用的本构模型。

近20年来，许多学者对镍钛合金的循环变形进行了实验观察，其中所得出来的主要共同特点有三个[4-5]: 1)随着循环圈数的增加迟滞环变小，当循环圈数到达特定的值时，迟滞环大小不变；2)残余应变(残余塑性应变)随着循环圈数的增加逐渐减小，直至减小到0不变；3)相变临界应力或者相变驱动力随着循环圈数的增加逐渐减小，当循环圈数到达一特定值后保持不变。

根据实验观察所得到数据及现象，研究者建立了许多与循环圈数N有关的形状记忆合金本构关系，这些本构关系大致可以分为两类，即宏观唯象模型和细观力学模型。比较有代表性的宏观唯象模型有Tanaka模型，他通过引入三个内变量残余应力，残余应变和马氏体体积分数来描述形状记忆合金在一维情况下受到循环载荷的本构关系[6]。其中循环载荷包括机械载荷和温度热载荷。Lexcellent等[7]在简单循环载荷下定义新的内变量，引入瞬时残余马氏体的概念进而改变自由能函数提出新的动力学方程来描述本构关系。Abeyaratne等[8]则是通过引入内变量来控制相变驱动力来影响多晶体的成核程度，使得相变改变的发生较为准确。Auricchio[9]则考虑了温度的影响，相变临界应力和残余永久变形来建立了一个在循环加载下一维超弹性的本构关系。Zaki等[10]定义了三个状态变量内应力，残余应变和累积马氏体体积分数来构造循环相变方程和应力屈服函数来进行数值模拟和模型确认。近年来也有学者通过唯象理论来构造镍钛合金循环本构关系[11]。这些模型形式相对简单便于计算和工程应用及有限元分析，但是却无法描述形状记忆合金的微观相变的机理。细观力学模型考虑微结构的物理机理，以热力学和细观力学等为原理出发，通过对相变转变发生过程中的能量变化来建立模型，同时可以为唯象模型提供相应的理论依据。典型的细观力学模型有Bo and Lagoudas模型[12-14]，他们从热力学原理出发定义了一个包含马氏体、奥氏体和塑性应变的代表性体积单元(RVE)，结合定义的几个内变量得到Gibbs自由能并给出马氏体增量的能量增量形式，给出支配相变转化中硬化效应的四种基本机制。Patoor等[15-16]从晶体学出发给出了单晶相变的运动学描述并利用自洽方法建立多晶模型。Thamburaja等[17]则考虑了马氏体重定向和孪晶来建立单晶体模型通过Taylor方法和有限元程序来实现对多晶体的模拟。Stupkiewicz等[18]则基于层状微结构的假设，通过孪晶和惯习面方程来得到由应力加载本构方程。Yu等[19]通过引入三个界面间的状态变量来得到单晶的Helmholtz自由能和相变驱动力，通过尺度变换得到可以描述多晶NiTi合金循环变形的本构关系。

本文考虑奥氏体与马氏体在相变过程中具有层状微结构，利用理想界面连续的条件并忽略界面的相互作用及局部热效应，推导出宏观应力应变与微观应力应变之间的变化和相变的控制方程[20-21]，并推广到多晶体上[22]。本文在此基础上，引入累积残余应变，累积残余马氏体体积分数等状态变量，通过构造与循环次数N有关的表达式以及控制相变临界驱动力来构造关于循环变形的本构模型。最后通过数值模拟来证明此模型的有效性。

1单晶本构模型

1.1本构关系

假设在相变过程中马氏体与奥氏体是以层状微结构构成。取体积为V的代表性体积单元，在相变过程中马氏体的体积分数为λ，其应力应变分别为σm和εm，奥氏体的体积分数为1-λ，应力应变为σa和εa。通过体积平均的方法可以得到代表性体积单元的宏观应力和应变：

(1)

(2)

相变应变可以表述为

(3)

式中：g为相变变形量，m、 n分别为相变切变和惯习面法线方向。这些参数很容易通过相变唯象晶体学理论得到。为了便于计算，采用Kelvin矩阵的记法将应力及应变分为面内及面外向量表示[19]。

理想界面条件可表示为

(4)

(5)

分别由马氏体与奥氏体各相的本构关系可得

(6)

(7)

代入理想界面条件可以得到

(8)

(9)

式中：Pm和Pa分别为马氏体与奥氏体的应力集中矩阵， Q为相变应变集中矩阵：

Pm=

将σm和σa代入各相的本构方程有

(10)

(11)

将σm，σσa，εm和εa分别代入式(1)、(2)有

(12)

以及宏观总体应力应变的本构关系：

(13)

式(12)为应力与马氏体体积分数的表达式，取每一次循环加载后残余马氏体体积分数累加在一起即为相应循环次数的累积残余马氏体体积分数。所以只需要把逆相变结束的应力代入即可得到相应循环加载圈数的累积残余马氏体体积分数。式(13)即为代表性体积单元的本构关系。

1.2相变驱动力

在相变的过程中涉及到能量的变化，通过定义相变驱动力fc来控制相变的改变，只有当f=fc时正相变才发生，当f=-fc时逆相变才会发生。

奥氏体与马氏体两相的Helmholtz自由能密度和为

(14)

其中ψa和ψm表示为

Gibbs自由能可以通过Helmholtz变换得到：

(15)

所以相变驱动力的表达式为

(16)

1.3累积残余应变

材料的每一次加载卸载后都会存在一个残余应变，把第N次加载后残余应变与之前N-1次加载后残余应变相加即为N次加载后的累积残余应变。相应的累积残余应变在循环加载到一定圈数时，其值维持在一定值不变。原因在于循环加载中奥氏体与马氏体的界面产生了塑性滑移，随圈数的增加而达到饱和。相应的可取如下指数形式的演化方程[9]：

(17)

其中α、β为常数。

1.4临界应力

临界应力分为正相变的临界应力与逆相变的临界应力，当应力达到正相变临界应力时发生正相变，同理有相应逆相变临界应力。同累积残余应变类似，随循环加载次数的增加，趋于一个稳定值。临界应力变化的原因在于循环加载中内部位错密度的改变和马氏体的重定向导致产生了内应力，从而使得发生相变的应力减小，最终趋于稳定[9]。

由于在试验中所用形状记忆合金常为多晶体，相应的单晶体在工艺上是很难制备出来，所以对于单晶体的一些实验数据很难直接通过实验得到，Thamburaja[16]证明得到多晶体的相变驱动力近似与单晶体的相变驱动力相等，由式(16)可以得到多晶体的临界应力近似与单晶体的临界应力相等。

同样临界应力可取指数形式的如下表达式[9]：

(18)

将临界应力的表达式代入相变驱动力表达式就可以得到相变驱动力随循环次数N变化的表达式：

(19)

2多晶模型

在众多多晶体均匀化方法中，Taylor方法与有限元方法得到的结果较为接近，而且计算简便[23]。所以本文采用Taylor方法将单晶模型推广到多晶模型。假设每个晶粒的局部和宏观变形都是均匀的，且多晶体是由晶体体积相等的单晶体构成，采用欧拉角(β,θ,φ)来表示每个晶粒的取向,相应的转换公式如下表示：

(20)

(21)

宏观应力可以由局部应力进行旋转得到：

(22)

3数值模拟

本文所取得实验数据取自Ren等[24]人所做30圈循环加载的实验，在计算单晶相变时马氏体相的弹性常数取为母相的1/2，具体的单晶材料参数如表1所示[16]。

表 1　材料参数

实验温度为室温，所以在实验开始时材料完全处在奥氏体相。通过累积残余应变的表达式对实验数据的拟合(图1)，可以确定出参数α、β进而得到累积残余应变数值表达式为

εr=0.006 24-0.006 24·exp(-N/7.405)

同理，可以得到临界相变应力的表达式。临界应力的表达式可以分为两个部分。

正相变临界应力的表达式为

σ=476.328+166.398·exp(-N/6.10)

逆相变临界应力的表达式为

σ′=343.748+32·exp(-N/4.99)

相应的临界相变应力实验结果与拟合曲线如图2所示。利用式(12)、(16)可得到残余马氏体体积分数与循环次数N的模拟图(如图3所示)。只需取实验中逆相变结束时的应力代入其中就可得到相应数据。

图1　累积残余应变的实验与拟合结果Fig.1　Cumulative residual strain experiment and fitting results

图2　临界相变应力的实验数据与拟合曲线Fig.2　The critical stress of experiment and simulation

图3　累积残余马氏体体分比与循环次数关系Fig.3　The relationship of the Cumulative residual martensite volume and cycles

利用式(12)很难得到关于累积残余马氏体体

积分数的显示表达式，而累积残余马氏体体积分数与逆相变结束的应力有关，在循环加载中逆相变结束的应力同逆相变开始的应力均与循环次数有关，所以可以利用指数函数来构建累积残余马氏体体积分数与循环次数N之间的关系，与通过实验计算得到的结果吻合较好。具体的表达式如下：

λ=0.09(1-exp(-N/5.53))

为了验证本模型对超弹性的预测能力，对应力应变的关系进行了数值模拟，在对多晶的计算中选取2 000个晶粒，通过3个欧拉角在晶体学给定范围中随机取值来确定每一个晶粒的取向来进行模拟并实验结果进行了对比。取其中的四圈结果进行了对比，结果如图4所示。

图4　应力应变曲线的实验与模拟Fig.4　Stress strain curve of experiment and simulation

从图4中可以看出，模拟的曲线与实验结果较为接近，可以很好的反映镍钛合金的超弹性演化规律。从应力应变曲线图中可以得到当循环圈数为20时累积残余应变趋于一个稳定值，当循环圈数为30时残余应变趋于0，而且迟滞环也趋于稳定状态。表明材料倾向于稳定的超弹性状态。

4结论

本文是基于SMA具有层状微结构的假设，通过实验结果来构造累积残余应变和临界应力的表达式。利用热力学原理推导出相变驱动力随循环次数N变化的表达式进而来得到相变演化的控制方程。利用Taylor假设推广到多晶体得到应力应变曲线并与实验结果进行了对比，得到如下结论：

1)本文构造了指数形式的累积残余应变和临界应力的表达式，并推导出相变驱动力随循环圈数变化的表达式。通过数值模拟可知，累积残余应变、临界应力和残余马氏体都是随循环圈数的增加趋于一个稳定值，反应出材料经过训练后可以得到稳定的超弹性能力。

2)利用本模型进行的数值模拟很好地表明材料在循环加载到一定的圈数后趋于稳定的超弹性状态。同时与实验结果进行了对比，结果较为接近，说明本模型能够很好的预测SMA的稳定超弹性。

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Micromechanical constitutive model of polycrystalline NiTi SMAs considering cyclic deformation effects

ZHU Yiguo, LIN Huijie

(State Key Laboratory of Structural Analysis for Industrial Equipment, Dalian University of Technology, Dalian 116023, China)

Abstract：Super elasticity is one of the main characteristics of shape memory alloys (SMAs). Assuming that the shape memory alloys have laminated microstructure during phase transformation process, perfect interfacial condition is used to deduce the single crystal constitutive model. At the same time, critical stress, cumulated residual strain, cumulated martensite volume fraction are introduced. Critical stress and cyclic number (N)is used to construct the expression of phase transformation driving force changing with cyclic number (N). In each loading process, phase transformation driving force is used as a material parameter that controls the generating process of forward phase transformation and reverses phase transformation in one load cycle. With combining cumulated martensite volume fraction and cumulated residual strain, single crystal constitutive model considering cyclic effect can be obtained. Taylor assumption is used to deduce polycrystalline model. The feasibility of this model is verified and numerical simulation is done. The results of simulation match the experimental results very well.

Keywords：shape memory alloy; cyclic effect; superelasticity; laminated microstructure; constitutive model

中图分类号：TG139.6

文献标志码：A

文章编号：1006-7043(2016)02-0291-06

doi:10.11990/jheu.201410009

作者简介：朱祎国(1972-)，男，副教授，博士.通信作者：朱祎国，E-mail: zhuyg@dlut.edu.cn.

基金项目：国家杰出青年基金资助项目(10925209)；国家重点研究发展计划资助项目(2012CB619603).

收稿日期：2014-10-08.网络出版日期：2015-12-29.

网络出版地址：http://www.cnki.net/kcms/detail/23.1390.u.20151229.1711.008.html