Концентрационные, температурные и деформационные зависимости параметров решетки Мартенсита в бинарных сплавах Ti-Ni тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

КОРОТЩКИЙ Андрей Викторович

КОНЦЕНТРАЦИОННЫЕ, ТЕМПЕРАТУРНЫЕ И ДЕФОРМАЦИОННЫЕ ЗАВИСИМОСТИ ПАРАМЕТРОВ РЕШЕТКИ МАРТЕНСИТА В БИНАРНЫХ СПЛАВАХ Ть№

Специальность 01.04.07 - "Физика конденсированного состояния

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Москва, 2004

Работа выполнена в Московском государственном институте стали и сплавов (технологическом университете)

Научный руководитель: доктор физико-математических наук, профессор Прокошкин С.Д.

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук, профессор Г лезер A.M. кандидат физико-математических наук, с.н.с. Щеляков A.B.

Ведущая организация: Институт металлургии и материаловедения им. A.A. Байкова РАН

Защита диссертации состоится " 02 " декабря 2004 г. в 15ю на заседании Диссертационного Совета № Д 212.132.08 Московского государственного института стали и сплавов.

119049, Москва, Ленинский проспект, д. 4., ауд. Б-436

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Московского государственного института стали и сплавов.

Автореферат разослан " _02_ " ноября 2004 года. Ученый секретарь

диссертационного совета: проф., д.ф.-м.н.

Мухин С.И.

<i<3s9-< J 92?

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность проблема. В последнее время всв более широкое практическое применение находят сплавы, проявляющие эффект памяти формы (ЭПФ). Поэтому интерес к ним со стороны исследователей, технологов и конструкторов непрерывно возрастает. Сплавы с памятью формы (СПФ) используются в различных областях техники (авиакосмическая, приборостроение, спецмашиносгроение, бытовая, и др.). При этом особенно перспективной областью применения СПФ, как показывает мировой опыт, является медицинская техника, в которой используются СПФ на основе Ti-Ni (никелид титана или нитинол).

СПФ - функциональные материалы, которые обеспечивают возможность реапизовывать служебные характеристики конструкций и устройств, недостижимые при использовании других материалов.

Функциональные свойства СПФ (обратимая деформация, температурный интервал восстановления формы, температурный интервал легкой деформации, критическое напряжение легкой деформации, реактивное напряжение и др.) являются структурночувствительными. Причём это касается как особенностей кристаллических структур фаз, непосредственно участвующих в термоупругом мартенситном превращении, так и исходного субструктурного состояния сплава, в котором осуществляется данное превращение. Поэтому эффективными способами управления функциональными свойствами СПФ являются термическая и термомеханическая обработка. Одна из особенностей СПФ заключается в том, что многие их фундаментальные физические свойства одновременно являются и непосредственно потребительскими, функциональными свойствами. Так, критические температуры мартенситных превращений определяют температурные интервалы восстановления формы и лёгкой деформации, наводящей ЭПФ, предел текучести аустенита служит естественной мерой развиваемого сплавом реактивного напряжения, а максимальная деформация решётки при мартенситном превращении есть не что иное как теоретический ресурс обратимой деформации.

Таким образом, параметры кристаллической решетки аустенита и мартенсита являются фундаментальными характеристиками сплавов, проявляющих эффект памяти формы, ' поскольку деформация решетки при мартенситном превращении определяет ресурс

обратимой деформации - важнейшего функционального свойства этих сплавов. Как известно, наилучшим сочетанием обратимой деформации и других функциональных свойств I памяти формы обладают сплавы на основе никелида титана. В бинарных сплавах Ti-Ni

кристаллическая решетка мартенсита, образующегося непосредственно из В2-аустенита или через промежуточную R-фазу с ромбоэдрической структурой, - моноклинная типа В19'.

Без знания концентрационной и деформационной зависимостей параметров решетки наши представления о возможностях управления обратимой деформацией всегда будут не полными. В то же время, к моменту начала этой работы, существование концентрационной

Таблица 1 - Параметры решетки В19'-мартенсита в бинарных сплавах "П-№ по данным работ разных авторов *

Источник Am.%Ni (г.пмшюл) Обработка Ms/ Тц V Температура съемки, °С Параметры решетки В19 '-мартенсита Примечание

а, нм Ь, им С, нм р, град.

/124/ 49.75 Отжиг 20/45 23 (отогрев) 02870±oi»io 0.4110 ±0 (Н>30 0.4600 ±ооозо 97.4 ±04 Рассчитано по <¡w

/125/ 50 0 Отжиг 450 "С, 48 ч. 90 20 02904 ±поэ05 0.4121 ±00002 0.4649 ± 0 0006 97.9 ±о.| Рассчитано ПО d,i;

/126/ 49.75 Закалка 1000 "С, 1ч. -40 + -50 -192 0.2839 ±OOWS 0.4120 ±0.00)2 0.4622 ±0.0016 96.8 ±032 Призсдзкэп/120/ I<2Su,"- 2ЭиГ**Г" 0 0% rpir

0.2874 iU mor. 0.4113 ±ОСО09 0.4630 + 00569 97.0 ±0 1 Рассчкпжо по dui т 1116! 0 026 грХ1!

16/ 49.75 Закалка 1000 "С, 1ч. -40 4--50 -53 Ш014 0505 0.4148 »осой 0.4621 ±00003 96.4 ±ot Рассчитано по 3«;

-178 0.2872±"о;оз 0.4124 ± 00002 0.4632 i о «'03 96.9 ±oi

ти 50.5 0.28S3 0.4117 0.4623 96.8 Приведено в /127/

imi 500 Холодная прокатка Е = 30% 35 RT 0.2909 ±n0í07 0 4141 ±00003 0.4639 ±0.0005 96.8 ±0.2 Рассчитано по d'j;

1121,131 / 49.8 50.0 • 50.3 50.75 Опкнг 800°С, 1ч. 85 35/10 30/10 0/10 RT В19,' 0.2893 0.4120 0.4657 97.6 В19,' Приведено в /121.131/

B1ÍV - 0,2889 -0.412 -0.4622 -96.8 В192'

/119/ 50.0 0.2885 0.4120 0.4622 96.8 Приведено

/120/ 49.2 Закалка от 1000 °С, 1ч 50 RT 0.2893 0.4108 0.4646 97.78 Приведено

/45/ 48.5 50.0 50.5 51.0 20 20 -50 -150 0.290 0.2S9 0.2S9 0.289 0.411 0.412 0.415 0.414 0.466 0.464 0.464 0465 97.8 97.3 97.1 97.1 Приведено

/ 129/ 50.1 Отжиг 800 «С, 1ч. 55/48 21 0.2896 ±o«io« 0.4120 ± 0.0003 0.4640 ±0.0009 97.2 Прюсд:ко8/129/ S<2S»,--'-2S»r-1!»0 136 под-'

0.2904-±o iK <н 0.4141 ±00003 0.4654±о.оооз 97.1 ±01 Рассчитано гэ d;..¿i4 /129 / Е(2Эм,"""- 28„Г'У= 0 (102 град"'

74 0.2893 ±оосоз 0.4136 ±оооаз 0.4629 ±00009 96.8 Прнвсд:ков/|29/ I(2Sn,""-23>./—>■'= 0 110 град""

0.2902 ±01006 0.4155 ±00003 0.4632 ±о.ойоз 96.6 ± о | PaccsKiaitonfxWn/11'J' 1(28*"- o 005 epu

/130/ 50.5 Закалка 800 »С S10 RT (ото?рев) 0.2886 ±u«i03 0.4138 ±0.0002 0.4629 ±0.0002 96.7 ±0.1 ассчитано по d/j/

-20 (отогрев) 02383 ±0 0003 04132±00С03 0.4636±0.0003 [ 96.9±oi

/132/ 510 Отжиг 800 =С --50 -45 0.2887±ош» i 0.4144 ± и осоз 0.4634±о.ооо2 • 96.7±о.1 Рассчитано по Эш

-150 0.2898±о«кн ! 0.4143±оосо2 0.4653± 00003 Í 97.3±0 1

/133/ 50.5 Волочение + закалка от 500 °С -10/22 -71 0.28SI5 | 0.41232 0.46256 j 97 Приведено

* Нумерация источников по диссертации.

о

•

Й

* 8 .

% о о

/

/

«0.455 с 0.421

~ 0,414

н,»<х617 я,» 0,447

.У

зависимости параметров решетки В19'-мартенсита в бинарных сплавах ТМчП оставалось под вопросом, а деформационная зависимость - вообще не изучалась.

Действительно, если рассмотреть совокупность известных результатов измерений параметров решетки В19'-мартенсита в бинарных сплавах "П-№ вблизи эквиатомного состава (см. Табл 1.), то можно отметить следующее:

1) Большой разброс результатов (см. рис.1 Л, полученных в разных исследованиях, не позволяет судить о закономерном концентрационном изменении параметров решетки. Тем более, что в ряде работ номинальное содержание никеля в сплаве не соответствует положению температуры начала мартенситного превращения (точки Мв), которая определяется содержанием никеля в твердом растворе.

2) Не учитываются температурные зависимости параметров решетки В19'-мартенсита.

3) Не ясна роль структурного состояния исходной высокотемпературной фазы (В2-аустенит или промежуточная Я-фаза, наличие дислокационной субструктуры, внутренних напряжений).

4) Рассчитанные значения параметров решетки существенно зависят от конкретного способа расчета параметров и количества используемых рентгеновских линий.

В этой связи резонно было провести структурное исследование бинарных

V___

£

& о %

•I

О* 88,

я,»0.713 й,»0,274

О <м

V. >

¿> 0 • о,

я о» 01083

л,»0.073

С/а. от.%

Рис. 1 - Оценка коэффициента корреляции между параметрами решепен ШУ-мартенснта п номинальным содержанием № □ сшшах Т|'-Ы! по данным разных авторов (а качестве пояснения к табя. 1)

К] - по приселенным в литературе значениям параметров (О) К: ~ по рассчитанным в лашой работе, »следе ш лнфрактштхиш разных авторов (•) Ио - совокупный результат

сплавов Т1-№ разных составов в одинаковых экспериментальных условиях, используя один и тот же набор рентгеновских линий и один способ расчета параметров решетки моноклинного мартенсита.

Цепью работы было изучить влияние концентрации никеля, температуры, деформационного воздействия, а также исходного структурного состояния исходной высокотемпературной фазы на параметры решетки В19'-мартенсита в бинарных сплавах ТС-№ с памятью формы.

Основная научная новизна работы заключается в следующем:

■ Установлена зависимость параметров решетки закалённого В19'-мартенсита и деформации решетки при мартенситном превращении от концентрации никеля в твердом растворе в заэквиатомных по никелю бинарных СПФ "П-№. В доэквиатомном интервале концентраций никеля параметры решетки закаленного В19-мартенсита и состав фазы "П№ не изменяются при изменении содержания никеля в сплаве.

■ Установлено анизотропное-влияние исходного напряжённого состояния аустенита (рекристаялизованное состояние, фазовый и/или деформационный наклёп, внешнее напряжение) на параметры решётки образующегося В19'-мартенсита, определяемые дифракционными методами. Основное влияние в указанном эффекте оказывают • растягивающие компоненты полей напряжений от дислокационной субструктуры и/или остаточных напряжений другого происхождения.

■ Показано, что изменение схемы мартенситного превращения от В2—>В19' к ' В2—>1?.—»В 19' не приводит к изменению параметров решетки образующегося В 19'-мартенсита

и их температурных зависимостей в интервале прямого мартенситного превращения.

Практическая ценность: Показано, что переход от заэквиатомных по никелю сплавов к эквиатомному приводит к увеличению теоретического ресурса обратимой деформации. Но при этом надо иметь в виду, что, во-первых, повышается температурный интервал восстановления формы. Кроме того, максимальная полностью обратимая деформация эквиатомного сплава на практике гораздо меньше, чем у заэквиатомного. Её можно существенно увеличить, повысив предел текучести аустенита термомеханической обработкой, но это, в свою очередь, может привести к уменьшению теоретического ресурса обратимой деформации. Эта ситуации нуждается в более подробном исследовании.

На защиту выносятся:

■ Обнаруженные экспериментально концентрационные зависимости параметров решетки В19'-мартенсита в бинарных сплавах "П-№ с памятью формы. ,

■ Результаты определения деформации решетки при мартенситном превращении в эквиэтомном и заэквиатомном по никелю сплавах Ть№.

0 Обнаруженное экспериментально различие между параметрами решетки <

мартенсита, образовавшегося из рекристаплизованного (при закалке) и наклепанного аустенита; отсутствие влияния пластической деформации мартенсита (до 25 %) на параметры его решетки.

■ Обнаруженное экспериментально влияние растягивающего напряжения на изменение параметров решетки мартенсита при прямом мартенситном превращении.

• Доказанное отсутствие связи изменения параметров решетки образующегося В19'-мартенсита и их температурных зависимостей с изменением схемы образования мартенсита от В2—*В 19' и 82—а— В19'.

Апробаиия работы и публикации. Основные положения и отдельные разделы диссертации были доложены и обсуждены на -XXXVIII семинаре «Актуальные проблемы прочности» памяти В.А. Лихачева (Санкт-Петербург, 2001 г.), Научно-техническом семинаре «Бернштейновские чтения по термомеханической обработке металлических материалов» (Москва, 2001 г.), 1и 2й Евроазиатской конференции «Прочность неоднородных структур, ПРОСТ-2002, ПРОСТ-2004» (Москва, 2002, 2004), Международной конференции "International Conference on Martensitic Transformations, ICOMAT'02" (Эспо, Финляндия, 2002), XL Международном семинаре «Актуальные проблемы прочности» (Великий Новгород, 2002 г.), Международной конференции "Shape Memory Alloys: Fundamentals, Modeling, and Applications, AMF-FMA 2003" (Монреаль, 2003), 2Ш Русско-Японском семинаре "Prospective Technologies, Materials and Equipments of Solid-State Electronic Components" (Москва, 2003), Международной конференции «Фазовые превращения и прочность кристаллов», памяти академика Г.В. Курдюмова (Черноголовка, 2004), Международной конференции «Актуальные проблемы прочности» (Витебск, 2004)

Основное содержание диссертации опубликовано в 10-ти печатных работах.

Структура и объем работы. Диссертация изложена на_стр. машинописного

текста, состоит из введения, _6_ глав и выводов. Включает_рисунков, _£_ таблицы,

библиографический список из 146 наименований.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР.

Фазовые и структурные превращения в сплавах па основе Ti-Ni.

Представлен обзор литературных данных о фазовых и структурных превращениях в сплавах на основе никелида титана, проявляющих ЭПФ. Рассмотрены влияние термической и термомеханической обработок на функциональные свойства этих сплавов, а также особенности кристаллографии характерных фаз в бинарных сплавах Ti-Ni, в особенности В19'-мартенсита, и концентрационных зависимостей параметров его решётки.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

Исследовали бинарные сплавы: Ti-47,0aT.%Ni (Ms = 66 V), Ti-50,0ar.%Ni (Ms = 68 V). Ti-50,5ar.%Ni (Ms = 28 V, TR ~ 30 V), Ti-50,7aT.%Ni (Ms = -20 V, TR = -2V)n. Образцы сплавов закаливали от 700°С в воде. Часть закаленных образцов сплава Ti—50,0 ат.%№ деформировали прокаткой при комнатной температуре с обжатием s ~ 5% (деформационная переориентация мартенсита) и 25% (пластическая деформация мартенсита). Часть деформированных на 25% образцов отжигали при 400 -г 430°С, 1—2ч, фиксируя состояние частичного возврата в аустените. Часть закаленных образцов сплава Ti-50,7aT.%Ni состаривали при 450°С, 1ч 20мин и 2ч 50мин. Кроме того, часть образцов сплава Ti—50,7 ат.%№ деформировали на 25% и отжигали при 550°С (полигонизованная субструктура аустенита).

Характеристические температуры мартенситных превращений (В2=В19', B2=R«B19') определяли методом дифференциальной сканирующей калориметрии на установке «Perkin Elmer» (нагрев и охлаждение проводили со скоростью 5 град/мин в интервале от -170 до 200°С) в сочетании с дилатометрическим анализом на дилатометре "Ulvac Sinku-Rico DL - 1500".

Основное рентгенографическое исследование проводили на дифрактометре "X'Pert Philips" в монохроматизированном Сици излучении. Использовали специальные устройства для нагрева и охлаждения образцов, позволяющие проводить съемки в интервале температур от -15 до +120°С. Температуру образца определяли контактной термопарой. Число образцов

'' Характеристические температуры Ms и Тц соответствуют состоянию этих сплавов после закалки от 900°С.

на каждый режим обработки составляло от трех до десяти. Регистрировали рентгеновские линии в интервале углов 2S от 37 до 84°, включавшем линии В19'-мартенсита от (ПО) до (032). Точность юстировки проверяли ежедневно, при этом изменения положения линий стандартного монокристалла кварца не превышали ±0.01° за все время эксперимента.

Нейтронографическое исследование слава Ti-50,0aT.%Ni проводили на времяпролетном дифрактометре высокого разрешения ФСД, оборудованном нагрузочной машиной для одноосного растяжения. В качестве источника нейтронов использовали высокопоточный импульсный реактор ИБР-2 (ОИЯИ, г. Дубна) Ч Ось растяжения была ориентирована таким образом, чтобы одновременно получать отдельно спектры dhu, формируемые отражениями от плоскостей (hkl), перпендикулярных и параллельных оси растяжения. Рассеивающий объём составлял 4>= 10x10 мм. Экспозиция на "точку" была равной 24 часам. В первой серии эксперимента съемки проводили в свободном состоянии, не нагружая закаленные образцы. Затем образцы перезакапивали от 700°С и проводили вторую серию съемок под растягивающим напряжением 300 МПа.

Параметры моноклинной решетки В19'-мартенситаа, Ь, си/5при рентгенографическом

исследовании рассчитывали по угловым координатам 2S'ÍJ" максимумов восьми линий от

(110) до (032) включительно, находя минимум квадратичной формы ^ (29«/" - 23 g1")2

hkl

путём спуска по градиенту с уменьшающимся шагом по мере локализации области сканирования. Приемлемость решения оценивали по критерию Фишера-Снедекора для доверительной вероятности 0,95. Во всех случаях величина критерия Фишера-Снедекора была меньше критической. Погрешности определения параметров решетки для каждой съемки определяли их варьированием в пределах погрешностей определения 29ш. составлявших 0,02-5-0,03° для линий (110), (020), (111), (020) и (111), 0,04*0,05° для (112), -0,05° для (022), 0,05*0,06° для (032). При нейтронографическом исследовании расчет по 15 линиям ((001), (100), (101), (111), (102), (021), (112), (102), (120), (121), (112), (003), (013), (031), (032)) и 12 линиям (исключая (100), (101) и (021)) давал значения параметров решётки мартенсита, не различающиеся в пределах погрешности.

Параметры ромбоэдрической решетки R-фазы aR и aR были рассчитаны аналогичным образом по угловым координатам линий (330)rh (330)r. Ошибки их определения составили около ±0,0002 нм и ±0,05' соответственно.

Период решетки аустенита аа2 определяли по угловым линий (110), (200) и (211), экстраполируя значения (при помощи функции Нельсона-Райли) на угол 9 = 90°.

" Автор выражает благодарность A.B. Тамонову за помощь в проведении нейтронографическ-ого эксперимента.

По определенным параметрам решеток В19'-мартенснта и В2-аустеннта рассчитывали максимальную деформацию решетки при мартенситном превращении, за которую

Аустенит

В19' - Мартенсит

Удвоенная решетка В2-аустенита (тетрагональное представление)

Моноклинная (или орторомбическая с моноклинным искажением) [ Р21 /т ]

Рис. 2 - Схема перестройки решётки В2 в В19' в сплавах "П-М

принимали величину, равную максимальному относительному удлинению вдоль одной из трех главных осей деформации при превращении тетрагональной решетки (с параметрами а = а0, Ь - с = йол/2 ) в моноклинную (с параметрами а, Ь, с, /?) (см. рис. 2).

КОНЦЕНТРАЦИОННЫЕ ЗАВИСИМОСТИ ПАРАМЕТРОВ РЕШЁТОК ФАЗ, УЧАСТВУЮЩИХ В МАРТЕНСИТНОМ ПРЕВРАЩЕНИИ В БИНАРНЫХ СПЛАВАХ Т1-№; ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИОННОГО НАКЛЁПА

Из рис. 4, на котором приведены рассчитанные по 2Эш параметры решетки мартенсита при комнатной температуре, следует, что концентрационные зависимости параметров решетки закаленного Т1-№ В19'-мартенсита существуют в заэквиатомном интервале концентраций никеля, т.е. в области существования твердого раствора.

В этом интервале с ростом концентрации никеля параметры решетки мартенсита все более отличаются от параметров эквиатомного сплава, с, а и /? уменьшаются, а Ъ увеличивается. Соответствующие угловые смещения линий мартенсита в сплаве И-50,7ат.%№ от "эквиатомных" позиций видны на рентгенограммах, показанных на рис. 3.

В то же время параметры решетки мартенсита, полученного закалкой от 700°С при комнатной температуре, в доэквиатомном Ть47,0ат.%№ и эквиатомном Т>50,0ат.%№

сплавах совпадают (см. Рис. 4), что к следовало ожидать исходя из неизменности химического состава фазы Т№

Параметры решетки В19'-мартенсита состаренного сплава Ть а а ) 50,7ат.%№ систематически смещены ,Л/\_/

от соответствующих параметров закаленного сплава "П-50,7ат.%№ «обратно» в сторону параметров сплава с меньшей концентрацией никеля "П-50,0ат.%№ (см. Рис. 4) - в соответствии с обеднением твердого раствора никелем при старении.

0.457 s 0.465 с 0.463 0.461 0.459

<1414

3

q412 0.410 0.»| о.гез о.га7

. 53.00 §

т 9?,00 <0.

09,00 к SU

"Ь

3* 54.6 54.2 ,

fv

\

Ь

J

еЧ

А

I

Cxi, ат.%

Рис. 4 — Концентрационные зависимости пэрзмотроа ЗуСТенИТЗ В решйтхи ВЮ'.мзртснсата слласоа ТЖ1 при Т«,

• - после ззкэлт

О - после старения при 4505С, 1ч 20 мим. + - послэ сефорхации на 25% при Ткдая и

изгрсоз ка <Ю0°С, 1ч. х - удвоенный объем элементарной ячейки В2-аустснита

после закалки, старения, прокатки, О7Жигапри550°С, ох/шадекия по -1%°С и отогрета

ЗЭ.гряА

Рис. 3 — Дифрэктограммы закалённых сплавов, снятые при 1СС (излучение - монохроматизировэнноо Си^,)

а - Тг-50,7ат.%№ посла отогревз от -196°С

б - Т1-50.0ат.%№ после охлаядашя от Т^

Объем элементарной ячейки В19'-мартенсита больше удвоенного объема элементарной ячейки В2-аустенита (отнесенного к комнатной температуре) в сплаве "П-50,0ат.%№, что согласуется с положительным объемным эффектом В2—>В 19' превращения (см. Рис. 4).

Период решетки "чистого" В2-аустенита аП2 определяли на составах "П-50,0ат.%№ и Т1-50,7ат.%№. В сплаве "П-50,7ат.%№ измерения проводили в интервалах 6 - 120°С в закаленном состоянии и 24 -120"С - в состаренном; в сплаве "П-50,0ат.%№ при 110-И20°С. Величина ат сплава Ть50,7ат.%№ составляет 0,30121 ± 0,00007 нм при Тк0„„ и 0,30164 нм при 120°С. В сплаве И-50,0ат.%№ ат = 0,30203 ± 0,00008 нм при 120°С; экстраполяция на Тк0,ш параллельно температурной зависимости авг сплава "П-50,7ат.%№ дает ат = 0,30164 ± 0,00006 нм, что достаточно хорошо совпадает с вели"'ной авг= 0,3015 нм, приводимой обычно в качестве периода решетки аустенита эквиатомного сплава.

Уменьшение объема элементарной ячейки заэквиатомной области объясняется увеличением концентрации в твердом растворе никеля, обладающего меньшим атомным радиусом, чем титан. Уменьшается и объём элементарной ячейки мартенсита с ростом концентрации никеля в заэквиатомной области (см. Рис. 4).

Величины аю состаренного сплава Ti-50,7aT.%Ni при данных температурах (при Ты>чМ

от = 0,30130 ± 0,00009 нм) систематически смещены в сторону больших значений в связи с

обеднением твердого раствора никелем.

Кроме обнаруженной концентрационной зависимости параметров решетки

мартенсита, из рис. 4 следует ещё один важный

результат. Параметры решетки мартенсита,

образовавшегося в сплаве Ti-50,0aT.%Ni из

аустенита, содержащего развитую

дислокационную субструктуру после ХПД на 25%

и частичного возврата в результате нагрева при

400 * 430°С, а в сплаве Ti-50,7aT.%Ni - из

полигонизованного при 550°С после ХПД

аустенита, смещены от соответствующих

параметров закаленного мартенсита этих сплавов.

В тоже время параметры решетки

закаленного, переориентированного (е = 5%) и

пластически деформированного (s = 25%) В 3 9'-

мартенситов в сплаве Ti-50,0aT.%Ni при

комнатной температуре одинаковы (Рис. 5).

ЕИЁ^ё-Влияние деформации стабильного Очевидно, образование мартенсита из аустенита, В19-мартенсита на параметры его решетки

в сплаве TI-50,0aT.%Nl упрочненного фазовым и деформационным

наклепом, модифицирует его решетку (см. Рис. 4),

но против механического воздействия на уже

существующий мартенсит его решетка стабильна.

0.4g7

с

5 0.4»

с

0.463 0,414

Е

1 0.412 «

0,410 0д31

£5

С?

0,289

99.00 -§ С3.00

«4

97.00

i-

10 15

S,%

• - закапанный мартенсит; а - переориентированный (с = 5%); а - пластически деформированный (с = 25% прокаткой)

Параметры решетки 11-фазы также зависят от состава сплава Т1-№ и его термической и термомеханической обработки. Поскольку ромбоэдрическое искажение решетки И-фазы увеличивается в ходе охлаждения ниже Та, стабилизируясь к концу Я—»В 19' превращения, сравнивать параметры решетки Я-фазы в разных сплавах следует в одинаковом структурном состоянии - в конце Я—>В19' превращения или на определенной его стадии. Результаты соответствующих расчетов приведены в Таблице 2.

По данным из Табл. 2 заметна тенденция к увеличению ромбоэдрического искажения решетки Я-фазы с ростом концентрации никеля в твердом растворе и в случае воздействия дополнительных факторов, способствующих образованию Я-фазы: старения и/или образования развитой дислокационной субструктуры в аустените.

Таблица 2 - Параметры решетки К-фазы в разных сплавах Т1-№

Став, обработка Температура съсихи. *С осталпутой Н-фазы. Уз ал_ им а.[; град.

закалю + отогрев от -12 1ч. 15 0.301240.0С02 Бг23 4 0,05

Ъ-$0 "ат закалка + старение * отогрса от -19^С -15 10 ■» 15 0 3014 4 0,0002 84.20 4 0.05

Т1-!0.0<тУ&'1. закалка + ОМП + о^таиисние 36 -.5 0,3021 40.0002 84 4910,05

Ti-S00mL7i.Ni ХПД (е = 25%) * 400:С + отогрса от -|96°С 23 (Т^слм) -20 0,3017 + 0,0002 89.27 4 0,05

П-50 7 от К№ закачка + очталдешю -15 -40 0.3012 ± 0.0002 89.45 4 0.05

Т1-20 7ат %№ закаика + старснне + очлалааше 0 70 75 0,3014 40,0002 89,30 4 0,05

Ъ'50.5 от %Л7, закалка 23 Окош) -80 0,301540,0002 89.53 40,05

77-50.0 <га ХПД (с = 25%) + 400°С 23 СТтш) -70 0,3017 4 0,0002 89,364 0,05

В пользу существования

концентрационной зависимости параметров решетки мартенсита в заэквиатомной области говорят данные, приведенные на рис. б. Если рассматривать зависимости рассчитанных (как по собственным рентгеновским, так и по литературным данным из Табл.1) параметров решётки мартенсита не от номинального содержания никеля в сплаве, а от положения температуры начала мартенситного превращения (точки Мв) сплава, коррелирующего с реальной концентрацией никеля в твердом растворе, то эти зависимости очевидны.

Рис. 6 - К оценке коэффициента корреляции между параметрами решетки В19'-мартенсита и температурой М5

О,О - данные настоящего исследования •,х - рзссчятзнныо нами побили (Ю&и, взятым из работ [с.125,12Э.130Л321 + - приведено в1120.131|

~ экстрзпотропэкона от низких температур

/? - козфф. коррса. рассчитанный откосит призсденных грлвых

0.487 0,465 0.463 0,461

I__ _Т1;50.7вт.%№

(стар.)

п ■ 50,7 or.%nl

0,414

3

•t> 0.412

0,410

0,291

3

в 0,289

0.2Q7

"а в 98,00

87,00

■SÍ

96.00

55,40

J¡

о 55,00

—i

а 54.60

54,20 ■г

Рис. 7

TI-60.0ot.%NI__-

—Чв Tu 6-8 ■

* TI-60,7 OT.MJI

ТЕМПЕРАТУРНЫЕ ЗАВИСИМОСТИ ПАРАМЕТРОВ РЕШЕТКИ В19'-МАРТЕНСИТА В ТЕРЛ1И ЧЕСКИ И ТЕРМОМЕХАНИЧЕС1Ш ОБРАБОТАННЫХ СПЛАВАХ Ti-Ni

Температурные зависимости параметров решетки мартенсита наблюдаются во всем исследованном интервале концентраций никеля, и они примерно одинаковы для разных сплавов (в том числе и состаренного Ть50,7ат.%№): при изменении температуры в

интервале существования мартенсита в разных сплавах соотношение между параметрами решетки разных сплавов, отмечаемое на Рис. 4, сохраняется - соответствующие температурные зависимости приблизительно параллельны (см. рис. 6). С ростом температуры с и р уменьшаются, Ь увеличивается, а параметр а изменяется незначительно.

Если рассматривать изменения решетки в терминах теплового расширения, то судя по изменениям угловых координат линий 29ы.| коэффициент теплового расширения (КТР) положителен для направлений,

перпендикулярных плоскостям (110), (020), (Ш), (022), (032), и отрицателен для (111), (112) и при некоторых условиях для (002). Но при этом наблюдается результирующее объемное расширение решетки мартенсита при нагреве (см. Рис. 7).

Последовательность ' превращений в сплавах с разным содержанием никеля разная. После закалки, при комнатной температуре структура сплава Ть50,0 ат.%№ мартенситная (не считая небольшого количества фазы Т12№, которая существует и в других сплавах). Изменение параметров решетки мартенсита в интервале температур до начала обратного превращения полностью обратимо. При нагреве сплава Ть50,0ат.%№ (как и ТМ7.0ат.%№) в интервале 70 - 80°С В19'-мартенсит частично превращается в аустенит (в данном эксперименте в область чистого аустенита не выходили - оставалось 25 30% мартенсита) (см. Рис. 7). В ходе последующего охлаждения сначала при 60°С аустенит начинает

•П-50,7эт.%М

Т,"С

юратурные зависимости параметр! решётки В19'-мартенсита сплавов Ti-Ni

О,® -Tí-S0,Oot.%Ní, поело закалки при 1°С: Д, А - "П - 60,7 ot.%NI, поело закалки при -186°С: □, ■ - - 50,7 ai.Wi, noeno зокалш и старении

при 450°С, 1ч 20мин и охлаждения до -1S6'C;

V - TI - 50,7 aT.ííNl, после закалки, старения, деформации (25%). отжига при Я0°С, охлагкдония до -196*С и нагрева до -15®С

О, Д.СЗ-нагрев ф, А В-охлажденна

превращаться в мартенсит непосредственно, затем в области выше 4СГ'С - через Я-фазу, а при 40°С сосуществуют только мартенсит и Я-фаза, которая полностью превращается в мартенсит при 30°С. Сплав Т1-47ат.%№ отличается от Т1-50,0ат.%№ несколько большим количеством фазы "ИгМ и наличием примерно 5% остаточного аустенита после закалки, изменения же его структуры аналогичны.

Похоже, что частичное развитие обратного мартенситного превращения (ОМП) в сплаве "П-50,0 ат.%№ в области 70 * 80°С (см. Рис. 8а) приводит к усилению температурных зависимостей параметров решетки мартенсита (см. Рис. 7). В сплаве Т1-50,7ат.%№ такой эффект не проявляется (см. Рис. 7).

В сплаве "П-50.5ат.%№, при комнатной температуре, фазовое состояние определяется одновременным наличием как Я-фазы так и В19'-мартенсита.

Закаленный сплав Ть50,7ат.%№ при комнатной температуре имеет структуру В2-аустенита. В ходе охлаждения при температуре -2°С возникает Я-фаза, которая в интервале от -15 до -35°С превращается в мартенсит. Но даже после охлаждения до -196°С ещё остается около 10% Я-фазы. При нагреве мартенсит превращается через Я-фазу в В2-аустенит в интервале температур от -5 до 12"С (см. рис, 8с/), причем В19'—>Я и Я->82 превращения перекрываются.

Структура состаренного (при 450°С, ~2ч.) сплава Ть50,7ат.%№ при комнатной температуре смешанная: примерно 60% Я-фазы и 40% В2-аустенита. В ходе охлаждения аустенит превращается через Я-фазу в мартенсит, этот процесс заканчивается немного ниже -15°С После охлаждения до -19б°С остается около 10% Я-фазы. Обратное превращение мартенсита протекает также аналогично закаленному сплаву, но в более высоком интервале температур: 10-35°С, - что обусловлено обеднением твердого раствора N1 при старении.

Структура сплава "П-50,0 ат.%№ после холодной пластической деформации и частичного возврата при 400°С состоит из В19'-мартенсита и Я-фазы в примерно одинаковых количествах. В этом случае наличие развитой дислокационной структуры в аустените, как известно, способствует обособлению Я-превращений и понижает температуры образования мартенсита и его обратного превращения. При охлаждении мартенсит образуется из Я-фазы в интервале от 40°С до -10°С (остается около 10% Я-фазы), а при нагреве он превращается через Я-фазу в В2-аустенит в интервале 50 80°С (Рис. 8с).

с< & -л е<.

-

■го

(Ь) \

(с) * »

А" Дш—О

г г*

в м!

(Л)

т. -с

ПОСЛА 1ЕГСЭП1ГИ

(I¡Ас) - спюпЫ&МьМ'

(а ) - ПОСШ) ЗЭКСйни

Ь (1) - после »амлки.

} ^ ~ГЛ ЦП ~1лу Ь (2) - поело пс-пного цикля "оОрз1иол-0|>ямоо

(с) - ГОСГОХОЛОДНОЙ ллг стичсской деформации и . частично йозарла при 400

м гл

Рис, 8 - Температурные зависимости ■ ширины (В ) линии (200) и объёмной доли ( V) мартенсита ]

Параметры решетки мартенсита, образовавшегося в сплаве Т1-50,0атш аустенита, содержащего развитую дислокационную су бстру ктуру, как это уже было отмечено, отличаются от параметров закаленного мартенснта, но их температурные зависимости примерно сохраняются (Рис. 9). В случае образования мартенсита из аустенита, упрочненного фазовым наклепом в результате полного ОМП или частично сохранившимся деформационным наклепом после ХПД и возврата при 400 -г 430°С в сплаве "П-50,0ат,%№, параметры его решетки смещены от параметров, наблюдаемых после закалки, при сохранении их температурной зависимости (см. Рис. 9).

Усиление температурных

0.467

~ 0.465

0.463

-О'

£ с

0,414

0,412

0,291

0,289

98,00

•8

97,00

96,00

(2) 0)

. (3)

-о-о>

(2)

(3) -о- ,___

от' (2)

-20

20

т, "с

60

80

Рис. 9 - Температурные зависимости параметров решётки В19'-мартенсита сплава Т(-50,0ат.%№

( 2 ) ~ посла одного полного цикла "обратное-прямое превращение* (фазоаыи наклёп)

( 3 )- поело холодной пластической деформации и частичного возврата при 400 °С;

(1)"

поело закалки;

(О.Х)- нагрев; (®,-Н - охлаждение

зависимостей параметров решётки мартенсита в конце ОМП в закаленном сплаве в этом случае очевидно (см. рис.9). В этом примере обратное превращение закаленного мартенсита проходило полностью (в отличие от случая на рис. 7). Очевидно, и фазовый наклеп при последующем охлаждении оказался больше. Это вызвало большее изменение параметров в результате охлаждения, а при повторном нагреве параметры исходно закаленного мартенсита в целом приближаются к соответствующим параметрам

мартенсита, образовавшегося после частичного возврата в аустените (см. рис. 9).

Об увеличении плотности дислокаций при фазовом и деформационном наклепах судили по увеличению (по сравнению с закалённым состоянием) ширины рентгеновской линии (002)в19,1

относительное уширение которой достигало -1,5 раз в сплаве Т1-50,0аг.%№ в наклепанном состоянии (см. Рис. 8 Ь,с). В этом же сплаве Т|'-50,0ат.%№ в случае исходного наклепанного аустенита (после холодной пластической деформации и частичного возврата при 400°С) ширина линии в ходе ОМП увеличивается незначительно (см. Рис. 8с), а в закаленном сплаве "П-50,7ат.%№ (см. Рис. Щ ширина линии в ходе ОМП практически не изменяется, то есть фазовый наклеп в этих случаях невелик, поэтому и температурные зависимости параметров мартенсита на ОМП не реагируют или реагируют слабо (Рис. 7 и 9).

В сплаве Т|-50,0ат.%Ы1 в случае исходного наклепанного аустенита накоплению фазового наклепа препятствует исходное субструктурное упрочнение, а также более выгодная аккомодация решеток при превращении через промежуточную 1*-фазу, Эта более легкая аккомодация решеток при превращении через промежуточную Л-фазу (в еще более явном виде) наблюдается в сплаве Ть50,7ат.%Ы|.

Следует иметь в виду, что на параметры решетки мартенсита могут оказать влияние не только напряжения от дислокационной субструктуры, но и межфазные напряжения в ходе мартенситных превращений1', а также остаточные макронапряжения.

Здесь же следует отметить важный вывод, касающийся роли кристаллической структуры фазы, из которой образуется В19'-мартенсит. На первый взгляд, можно предположить, что различие параметров мартенсита связано быть связано с его образованием из разных фаз. Действительно, в тех случаях, когда наблюдается изменение параметров решетки мартенсита относительно параметров закаленного до- и эквиатомного мартенсита, т.е. при переходе к заэквиатомным составам или наклепанному аустениту, исходной является Л-фаза, в противоположность закаленным сплавам Т1-47,0ат.%№ и Ть 50,0ат.%№, где исходная фаза - В2. Однако из рис. 7 видно, что при охлаждении ниже 40°С в сплаве Ть50,0ат.%№ не происходит изменения температурных зависимостей параметров решетки образующегося В19'-мартенсита на противоположные (т.е. в сторону параметров решетки в сплаве ~П-50,7ат.%№), несмотря, на то, что при 40°С в этом сплаве имеет место смена механизма образования мартенсита из В2-аустенита к его образованию из Я-фазы.

Следовательно, изменение параметров решетки В19'-мартенсита при переходе к заэквиатомной концентрации никеля или к наклепанному состоянию исходного аустенита не обусловлено переходом от образования мартенсита из В2-фазы к его образованию из 11-фазы.

ДЕФОРМАЦИЯ РЕШЁТКИ ПРИ МАРТЕНСИТНОМ ПРЕВРАЩЕНИИ В БИНАРНЫХ СПЛАВАХ Т1-№

Из полученных концентрационных зависимостей параметров решётки В19'-мартенсита в бинарном сплаве следует ещё один важный результат, интересный и с точки зрения практического применения.

Из определенных в данной работе параметров решёток В19'-мартенсита и В2-аустенита рассчитывали максимальную деформацию решетки при мартенситном превращении (см. рис. 2), за которую принимали величину, равную максимальному относительному удлинению вдоль одной из трех главных осей деформации при превращении тетрагональной решетки (с параметрами а = а0, Ь = с = ) в моноклинную (с параметрами а, Ь, с, /}). Результаты данных расчетов приведены в Таблице 3

" Межфазные напряжения дают вклад в ширину рентгеновской линии которая увеличивается в ходе ОМП особенно на его завершающем этапе когда мартенситные кристаллы испытывают упругое взаимодействие с окружающим аустеннтом (см. Рис. б Ь,с)

Таблица 3 - Максимальная деформация решетки при В2 -> В19' превращении в закаленных сплавах Ть50,0 и Т1-50,7 ат.%№

Конц. никеля в сплапг [ат %] Вблизи температуры М5 (при 50 "С Оля Тг-50,0 ат. и при-12 "С для Т1-50,7ат.%№ При 23 °С(ТК0Ш1)

а8г, им а, им Ь, /ш С, им р. град <5*-, < с, % им Я, им Ъ, 114 С, им р. ;ра<). ¿к«, %

50,0 0.30175 ±0.00007 0,29100 ± о.ооозо 0.41230 ! 0,00035 0.46540 ±0.00035 97,80 ±0,10 11,92 ±0,26 0,30164 ± 0,00003 0,29090 ± О.ОООЗО 0.41135 ±0,00035 0,46570 ±0.00035 97,50 ±0,10 12,07 4 0,25

50,7 0.30107 ± 0.00007 0,28820 10 00040 0.41280 ±0.00050 0,46230 ± О.СООоО 96.70 4 0.15 10,74 4 0,35 0,30121 0,00007 0.28820 ±0.00040 0.41430 ±0,00050 0,46140 ±о.ооом 96,35 ±0.15 10,31 40,34

Максимальную деформацию решетки в сплавач "П-50,0ат.%№ и "П-50,7ат.%№ (закаленных) рассчитывали для двух случаев:

о по параметрам В2- и В19'- решеток вблизи своей точки Мб каждого сплава о приводя параметры решеток к Тко,„,

Как следует из Табл.3, максимальная деформация решетки, а следовательно и теоретический ресурс обратимой деформации, в сплавах ТЦ47 - 50,0)ат.%№ на II * 17% больше, чем в сплаве Т1-50,7ат.%№.

Таким образом, переход от заэквиатомных по никелю сплавов к эквиатомному приводит к увеличению теоретического значения обратимой деформации. Однако, надо иметь в виду, что при подобном переходе, во-первых, повышается температурный интервал восстановления формы. Кроме того, необходимо помнить, что реальная (получаемая на практике) максимальная полностью обратимая деформация эквиатомного сплава гораздо меньше, чем у заэквиатомного, ввиду более "ранней" реализации дислокационного механизма пластической деформации. Об этом можно судить по величинам наблюдаемого фазового наклёпа в этих сплавах.

Существенно увеличить максимальную полностью обратимую деформацшо (в частности, и в эквиатомном сплаве), в первом приближении, можно за счёт повышения предела текучести аустенита термомеханической обработкой. Но это, в свою очередь, (см. рис. 4 и 9) приводит к изменению параметров решетки мартенсита эквиатомного сплава в сторону значений параметров решетки мартенсита в закаленном сплаве Т!-50,7ат.%№, а также приводит к дополнительной стеснённости мартенситного превращения (сопровождающееся небольшим положительным объёмным эффектом) в условиях его реализации в наклёпанном аустените. Т.е. приводит к уменьшению как теоретического ресурса, так, возможно, и реальной обратимой деформации. Эта ситуация нуждается в дополнительном исследовании.

ИЗМЕНЕНИЕ ПАРАМЕТРОВ РЕШЕТКИ МАРТЕНСИТА СПЛАВА Т1-50,0 ат.%М ПОД ВОЗДЕЙСТВИЕМ ВНЕШНЕГО НАПРЯЖЕНИЯ И ТЕМПЕРАТУРЫ

При рентгенографическом исследовании т situ бинарного сплава Ti - 50,0 ат.%№ с памятью формы было обнаружено различие (см. Рис 4, 9) параметров кристаллической решетки В.19'-мартенсита, образовавшегося из дефомационно- или фазонаклепанной высокотемпературной фазы, и мартенсита, образовавшегося из рекристаплизованной высокотемпературной фазы. Это различие может быть обусловлено влиянием внутренних напряжений, связанных с присутствием развитой дислокационной субструктуры в наклепанном аустените, Кроме того, имеются данные, что при рентгенографической съемке от взаимно перпендикулярных плоскостей одного семейства (hkl)ui9' деформированного сплава Ti-50.5 aT.%Ni межплоскостное расстояние одноименных плоскостей dhki не только разное, но и может иметь разнонаправленные температурные изменения (В.И. Зельдович с сотрудниками). В качестве причины этого различия также рассматриваются внутренние напряжения. Эти результаты ставят под сомнение истинность величин параметров решетки В19'-мартенсита, рассчитываемых по данным дифракционных методов в наклепанных сплавах Ti-Ni. В этой связи представлялось целесообразным провести прямое экспериментальное исследование влияния внешнего напряжения на дифракционную картину В19'-мартенсита (в том числе и при изменении температуры) - в сравнении с ненапряженным состоянием.

В качестве метода исследования выбрали времяпролетную нейтронографию, позволяющую одновременно получить наборы межплоскостных расстояний dhu от двух взаимноперпендикулярных плоскостей образца (в частности, ориентированных перпендикулярно и параллельно оси растяжения). Кроме того, важно было проверить, совпадают ли параметры решетки мартенсита и закономерности их температурных изменений, получаемые по данным исследований поверхностного слоя закаленных образцов (рентгенографически) и во всем их объеме (нейтронографически).

Исследовали сплав Ti-50,0 ат.%№. Характеристические температуры мартенситных превращений после закалки от 700°С, 30 мин по данным дилатометрического анализа составили: Ms= 70°С, Mf = 25°С, As = 90°С, Аг = 130°С

Рассмотрим сначала результаты исследования ненагруженных образцов

Величины dwj, определенные из нейтронограммы, снятой при Т,,0,ш непосредственно после закалки, достаточно хорошо совпадают с рассчитанными из рентгенограммы в этом же состоянии. Соответственно и все рассчитанные для обоих случаев параметры решётки мартенсита в пределах ошибки совпадают (Рис. 10), гак же, как и параметры, рассчитанные по данным нейтронографических съемок от двух взаимноперпендикулярных плоскостей

образца (Рис II) Следовательно съемки кристаллической структуры поверхностного слоя (рентгенографические) достаточно надежно описывают истинную структуру в объеме (определяемую нейтронографически) закаченного образца. Естественно, сказанное относится к изотропным образцам.

Нагрев ненагруженного образца в области существования мартенсита и далее в области его частичного обратного превращения приводит к анизотропным изменениям ёш" и соответственно параметров решётки мартенсита (Рис. 10, 11). Изменения <1ыл совпадают по знаку с изменениями соответствующими (¡ыл, определенными ранее в эквиатомном сплаве рентгенографически, и близки к ним по абсолютной величине.

Это же относится и к температурному поведению параметров решётки мартенсита, определенных обоими методами (см. рис. 9, 10). Для ненагруженного образца расчёт параметров решётки по отражениям от плоскостей, перпендикулярных и параллельных оси растяжения, также дает близкие результаты (см. рис. 11).

Таким образом, изменения параметров решётки мартенсита закаленных бинарных сплавов Ть№ при фиксируемые

07.60

8- 97.40 «I

97.20 97.00

60 60 т/с

Рис. 10 - Температурные зависимости параметров решетки В19'-мартенсита в отсутствии и под растягивающим напряжением нагреве, (съёмке от плоскостей перпендикулярных оси растяжения) ,

рентгенографически, подтверждаются и

{•.■)-боэюгрузш „ , -

(О. о) - под рзстятсающим напряжением о зоо мпа неитронографически на ооъемном {•.О)-при иэгросо

(■.о)- поело цихлз 'лрямоо - обратное* преорзщеюю обоаЗЦС.

(X) - по данным рснтгоиограи«ы "

(—) - у**,« ожога •.метс^рэтоа- ПРМ поя «пряженном 100 Г/ГЬ П()сле выхода „ чист0 ауСТвНИТНуЮ

область и последующего охлаждения до комнатной температуры при нейтронографическом исследовании как и при рентгенографическом исследовании наблюдали "недовозврат"

'> <1Ш плоскостей: (011), (100), (111), (021), (102), (120), (121), (112), (031) и (032) - увеличиваются, а плоскостей: (101), (102), (112), (003) и (013) - уменьшаются.

дифракционных максимумов мартенсита, относительно их исходных позиций 2Эш, которые они занимали перед нагревом, и соответствующий "недовозврат" параметров решетки мартенсита (связываемый с влиянием фазового наклепа) (см. рис 10 и 9).

Приложение растягивающего напряжения а = 300 МПа приводит к естественному увеличению с)ш кристаллографических плоскостей, перпендикулярных направлению растяжения. Относительное увеличение с!ыл анизотропно: для плоскостей (Ы<1), имеющих достаточно большое с1|,к1, приблизительная оценка модуля упругости в направлениях, перпендикулярных (Ш), дает: 70 ГПа для (011), 90 ГПа для (111), 60 ГПа для (102).

Соответственно, рассчитанные по полученным "кажущиеся""

параметры решётки мартенсита а, Ь, с и со увеличились (показано стрелками на рис. 10). Здесь нужно заметить, что определение "кажущихся" параметров решетки уместно, т.к. это позволяет выявить влияние напряжений на рассчитываемые параметры решетки и их изменения, в том числе недовозврат.

При нагреве под растягивающим напряжением о = 300 МПа 4и изменяются, повторяя закономерности их изменения в ненапряженном образце. •

Величины изменений разных с1ик1 под напряжением и в его отсутствие в среднем при сравнении всех принятых во внимание (Нк1) одинаковы. Поэтому схожи и изменения

Т,'£

Рис. 11 — Сравнение температурных зависимостей параметров

решётки В1Э-мартенсита, полученных при съёмке от взаимно перпендикулярных плоскостей в отсутствии внешнего напряжения

(е.а)-от плоскостей поперек образца (О. о) - от плоскостей одопь образца (•,о) - при нагреве

(■•□)- после цикла "прямое - оСрэтное" превращение

" Рассчитанные параметры решбТкм мартенсита в этом случае - "кажущиеся", т.к. они не соответствуют «среднеЛ» решетке, поскольку схема напряженного состояния анизотропна. По-разному ориентированные кристаллы мартенсита претерпевают разную упругую деформацию, а измеряемые нами <1ш соответствуют только тем кристаллам, в которых отражающие плоскости (Ш) перпендикулярны оси растяжения.

рассчитанных no djy параметров решетки мартенсита при нагреве под напряжением и без него (см, рис.10).

В то же время недовозврат d^y и параметров решётки мартенсита после выхода в аустенитнуго область и охлаждения до Ткочя под растягивающим напряжением больше, чем в отсутствии напряжения " (см. рис. 10 и табл. 4).

Межплоскостные расстояния dht! плоскостей, ориентированных параллельно оси растяжения, при растяжении уменьшаются вследствие пуассоновского сжатия. Смещения

линий были невелики (причем в этом случае надежно зарегистрировать удалось только линии (011), (111), (120) и (032)), а потому точно определить коэффициент Пуассона было невозможно. Температурные изменения dhu при нагреве по знаку и величине такие же, как и в отсутствие напряжения. Недовозврат dhti после охлаждения также существует, но его величина приблизительно такая же, как и в отсутствии внешнего напряжения.

Таким образом, дополнительное растягивающее внешнее напряжение, действующее в ходе обратного и последующего прямого мартенситных превращений, приводит к дополнительным анизотропным отклонениям dhu плоскостей (hkl), перпендикулярных оси растяжения, и рассчитываемых по ним кажущихся параметров решетки В19'-мартенсита, образовавшегося во втором цикле "обратное-прямое превращения", от их величин в исходном закаленном состоянии (увеличению "недовозврата" к исходным dhu и параметрам решетки). Эти дополнительные смещения совпадают по направлениям со смещениями dhu и рассчитанных по ним параметров решетки В19'-мартенсита, образовавшегося из аустенита, находившегося в состоянии деформационного или фазового наклепа (см. рис. 4,9).

Следовательно вероятной причиной отличия dhu и параметров решетки мартенсита, образовавшегося из наклепанного аустенита, от соответствующих параметров закаленного мартенсита является влияние растягивающих компонент полей напряжений от

При определении недовозврата под напряжением в результате охлаждения после выхода в аусгенитную область учитывали, что напряжение при этом составляло не 300, а 160 МПа. Поэтому точкой отсчета для каждого недовозврата с!ш и параметра решетки служило значение величины, смещенное из исходного положения при о = 0 на 8/15 смешения, наблюдаемого при 300 МПа; уровень отсчета показан горизонтальными чёрточками на рис 9.

Таблица 4 - Величины "недовозврата** ¿ьи и параметров решетки В!9'-мартенсита к исходным величинам после цикла "обратное-прямое превращение" без нагрузки и под внешним растягивающим напряжением

d щ •Недовозврат", нм

(для/3- -град.)

ПРМ о = 0 о#0

don 0.00015 0.00075

d m 0.00013 0.00050

dioi -0.00060 -0.00085

dm -0.00017 -о.ооозг

d юг 0.00015 0.00025

dm 0.00007 0.00020

d is i 0.00015 -0.00015

dm 0.00008 оооою

d0i3 -0.00008 -0.00005

don 0 -0.00008

don 0.00009 0.00017

do» 0.00010 0.00012

с ■0.00045 ■0,00065

b 0.00040 0.00070

a ■0.00005 ■0.00035

ß •0.15 ■0.30

дислокационной субструктуры и/илн остаточных напряжений другого происхождения в исходном аустените. Причины же такого влияния напряжений нуждаются в дальнейших исследованиях. Следует подчеркнуть, что имеется в виду не прямое влияние напряжений на решетку мартенсита через ее искажение из-за анизотропии модуля упругости Еьи, поскольку в условиях внешнего растяжения (Зш некоторых плоскостей (Ш), перпендикулярных оси растяжения, например, (102 ), (112), (003), (013), оказываются после цикла фазового наклепа под напряжением меньшими, чем в исходном нагруженном состоянии Непосредственное же воздействие растяжения увеличивает все (1ки-

Отметим, что в рентгеновских экспериментах одинаковые по направлениям смещения , линий относительно их положений в закаленном состоянии наблюдали в случаях

изотропного фазового наклепа и частичного возврата после анизо1роиной холодной деформации. В последнем случае отражение давали только плоскости (Ьк1), параллельные г направлению прокатки, и поэтому рассчитанные по соответствующим <1ш параметры на

самом деле - «кажущиеся».

ВЫВОДЫ

1. Обнаружена концентрационная зависимость параметров решетки закаленного В19'-мартенсита в бинарных сплавах Т1-№ с памятью формы в заэквиатомном интервале концентраций никеля (50,0 - 50,7 ат.%№). С ростом концентрации никеля параметры а, с, Р и объем элементарной ячейки со уменьшаются, а параметр Ь - возрастает. В доэквиатомном интервале концентраций никеля (47,0 - 50,0 ат.%№) параметры решетки В19'-мартенсита не изменяются.

2. Деформация решетки при мартенситном превращении, а следовательно и теоретический ресурс максимальной обратимой деформации, в сплавах И-(47,0 - 50,0)ат.%№ на 11 * 17% больше, чем в сплаве "П-50,7 ат.%№.

3. Рассчитанные параметры решетки мартенсита, образовавшегося в сплавах И-№ из аустенита, содержащего развитую дислокационную субструктуру в результате фазового наклепа или частичного возврата после деформационного наклепа, отличаются от параметров решетки закаленного мартенсита, образовавшегося из рекристаплизованного

( аустенита. Деформация уже существующего стабильного мартенсита со степенями до

25%, не приводит к значимому отличию параметров решетки мартенсита от его параметров в исходном закаленном состоянии

4. Температурные зависимости параметров решетки мартенсита существуют и примерно одинаковы во всем исследованном интервале концентраций 47,0 - 50,7 ат.%№ При нагреве параметры Ь и со увеличиваются, с и Р - уменьшаются, а параметр а - изменяется незначительно.

5. Изменение параметров решетки В19'-мартенсита при изменении концентрации никеля или переходе к наклепанному исходному аустениту не связано с изменением схемы образования мартенсита от В2 В19' к В2 R В19'

6. Существует тенденция к увеличению ромбоэдрического искажения решетки промежуточной R-фазы с ростом концентрации никеля в твердом растворе и в случае воздействия дополнительных факторов, способствующих образованию R-фазы; старения и образования развитой дислокационной субструктуры в аустените.

7. Растягивающее напряжение значимо не влияет на закономерности изменения dhti при нагреве, но увеличивает различие между рассчитываемыми в этом случае "кажущимися" параметрами решетки мартенсита после цикла фазового наклепа и параметрами решетки исходного закаленного мартенсита. Влияние напряжения сжатия на изменения параметров решетки при изменении температуры не обнаружено

8. Вероятной причиной отличия параметров решетки мартенсита (в -этом случае "кажущихся"), образовавшегося из наклепанного аустенита, от соответствующих параметров закаленного мартенсита, образовавшегося из рекристаллизованного аустенита, является влияние растягивающих компонент полей напряжений от дислокационной субструктуры и/или остаточных напряжений другого происхождения в исходном аустените.

Основное содержание диссертационной работы изложено в следующих публикациях:

1. С.Д. Прокошкин, В. Браиловкий, С. Тюренн, И. 10. Хмелевская, A.B. Коротицкий, И.Б. Трубицына / О параметрах решбтки В19'-мартенсита в бинарных сплавах Ti-Ni с памятью формы // Физика металлов и металловедение. - 2003. - Т. 96. - № 1. - С. 62 - 71.

2. С.Д. Прокошкин, A.B. Коротицкий, A.B. Тамонов, И. IÖ. Хмелевская, Е.А. Карцева / Исследование кристаллической решетки бинарного сплава Ti-Ni методом времяпролетной нейтронографии in situ при изменении температуры и напряжения // Физика металлов и металловедение. - 2004. - Т. 98. - №1. - С. 44-50.

3. S.D. Prokoshkin, A.V. Korotitskiy, V. Brailovski, S. Turenne, I.Yu. Khmelevskaya, I.B. Trubitsyna. / On the lattice parameters of phases in binary Ti-Ni shape memory alloys. // Acta Materialia. - 2004. - V. 52. - P. 4479-4492.

4. S.D. Prokoshkin, V. Brailovski, S. Turenne, I.Yu. Khmelevskaya, A.V Korotitskiy, I.B. Trubitsyna / Concentration, temperature and deformation dependences of martensite lattice parameters in binary Ti-Ni shape memory alloys // Journal de Physique IV. - 2003. - V. 112, October.-P. 651-654.

5 A.B. Коротицкий, И.Б Трубицына, С.Д. Прокошкин, И Ю. Хмелевская, В Браиловкий, С. Тюренн / Параметры решетки мартенсита в бинарных сплавах Ti-Ni с памятью формы. // «Структура и свойства перспективных материалов и сплавов». Материалы XL Международного семинара «Актуальные проблемы прочности», 30.09-04 10.2002, Великий Новгород, 2003. - С. 103-107.

6. Коротицкий А.В , Прокошкин С.Д., Тамонов A.B., Хмелевская И.Ю., Карцева Е А. / Нейтронографическое исследование кристаллической решетки В19'-мартенсита сплава Ti-50,0 aT.%Ni при изменении температуры и напряжения // Материалы XLIII -Международной Конференции «Актуальные проблемы прочности», 27,09-01.10.2004, Витебск, 2004. - С. 63-72.

7. И.Б. Трубицына, A.B. Коротицкий, С.Д. Прокошкин / О параметрах решётки В19'-мартенсита сплавов на основе никелида титана // Тезисы конференции "Бернштейновские чтения по термомеханической обработке металлических материалов", 24-25 10 2001 М.: МИСиС, 2001. С. 96

8. С.Д. Прокошкин, A.B. Коротицкий, И.Б. Трубицына, С. Тюренн, В. Браиловкий / Рентгенографическое исследование сплавов с памятью формы Ti-(47.0-50,7)aT %Ni при изменении температуры и в разных структурных состояниях // Тезисы Iй Евроазиатской конференции «Прочность неоднородных структур, ПРОСТ-2002», Москва, MISA, 1618.04.2002, С. 176,

9. A.B. Коротицкий, С.Д Прокошкин, В. Браиловкий, С. Тюренн, A.B. Тамонов, И. Ю. Хмелевская / Параметры решётки и деформация мартенситного превращения в термически и термомеханически обработанных бинарных сплавах Ti-Ni II Тезисы 2й1 Евроазиатской конференции «Прочность неоднородных структур, ПРОСТ-2004», Москва, МИСиС, 2004, С. 141.

10. A.V. Korotitskiy, S.D. Prokoshkin, V. Brailovski, S. Turenne, A.V Tamonov, I.Yu. Khmelevskaya and I.B. Trubitsyna/Martensite lattice parameters and transformation strain in binary Ti-Ni shape memory alloys // Тезисы Международной конференции «Фазовые превращения и прочность кристаллов», памяти академика Г.В. Курдюмова, Черноголовка, 20-24.09.2004, С. 139.

V

РНБ Русский фонд

2007-4 19891

19 НОЯ 2004

ВВЕДЕНИЕ

1. ФАЗОВЫЕ И СТРУКТУРНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В СПЛАВАХ НА ОСНОВЕ Ti-Ni

1.1. Механизмы термоупругого мартенситного превращения

1.2. Эффекты памяти формы и сверхупругости

1.2.1. Условия проявления и механизмы ЭПФ

1.2.2. Классификация эффектов памяти формы

1.3. Функциональные свойства сплавов с ЭПФ

1.4. Влияние термических и термомеханических обработок на структуру, фазовые превращения и основные функциональные свойства сплавов на основе Ti-Ni

1.5. Кристаллические решётки фаз, фазовые и структурные превращения в сплавах на основе никелида титана

1.6. Параметры решётки В19'-мартенсита в бинарных сплавах Ti-Ni

2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1. Исследуемые сплавы и их обработка

2.2. Калориметрический анализ

2.3. Дилатометрический анализ

2.4. Рентгенографическое исследование

2.5. Нейтронографическое исследование

2.6. Расчёт параметров кристаллических решёток

2.7. Расчёт деформации решётки при мартенситном превращении

3. КОНЦЕНТРАЦИОННЫЕ ЗАВИСИМОСТИ ПАРАМЕТРОВ РЕШЁТОК ФАЗ, УЧАСТВУЮЩИХ В МАРТЕНСИТНОМ ПРЕВРАЩЕНИИ В БИНАРНЫХ СПЛАВАХ Ti-Ni; ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИОННОГО НАКЛЁПА

3.1. Концентрационные зависимости параметров решётки В19'-мартенсита и В2-аустенита в бинарных сплавах Ti-Ni

3.2. Параметры решетки деформированного мартенсита

3.3. О параметрах решетки R-фазы.

4. ТЕМПЕРАТУРНЫЕ ЗАВИСИМОСТИ ПАРАМЕТРОВ РЕШЕТКИ В19'-МАРТЕНСИТА В ТЕРМИЧЕСКИ И ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКИ ОБРАБОТАННЫХ СПЛАВАХ Ti-Ni

5. ДЕФОРМАЦИЯ РЕШЁТКИ ПРИ В МАРТЕНСИТНОМ ПРЕВРАЩЕНИИ В БИНАРНЫХ СПЛАВАХ Ti-Ni

6. ИЗМЕНЕНИЕ ПАРАМЕТРОВ РЕШЕТКИ МАРТЕНСИТА СПЛАВА Ti-50,0aT.%Ni ПОД ВОЗДЕЙСТВИЕМ ВНЕШНЕГО НАПРЯЖЕНИЯ И ТЕМПЕРАТУРЫ

6.1. Нейтронографическое исследование ненагруженных образцов

6.2. Влияние внешнего напряжения на изменения рещётки В19'-мартенсита при нагреве и охлаждении

ВЫВОДЫ

В последнее время всё более широкое практическое применение находят сплавы, проявляющие эффект памяти формы (ЭПФ). Поэтому интерес к ни.л со стороны исследователей, технологов и конструкторов непрерывно возрастает. Сплавы с памятью формы (СПФ) используются в различных областях техники (авиакосмическая, приборостроение, спецмашиностроение, бытовая, и др.)- При этом особенно перспективной областью применения СПФ, как показывает мировой опыт, является медицинская техника, в которой используются СПФ на основе Ti-Ni (никелид титана или нитинол).

СПФ - функциональные материалы, которые обеспечивают возможность реализовывать служебные характеристики конструкций и устройств, недостижимые при использовании других материалов. Применение нитинсла в медицине, в частности, обусловлено уникальным сочетанием функциональных свойств памяти формы с высокой коррозионной стойкостью в жидкостях и тканях человеческого тела, а также с особенностями его сверхупругого механического поведения, сходного с механическим поведением костной ткани. Это обеспечивает полную биосовместимость сплава.

Функциональные свойства СПФ (обратимая деформация, характеристические температуры интервала мартенситных превращений, температурный интервал восстановления формы, температурный интервал легкой деформации, критическое напряжение легкой деформации, реактивное напряжение и др.) являются структурночувствительными. Причём, это касается как особенностей кристаллических структур фаз, непосредственно участвующих в термоупругом мартенситном превращении, так и исходного субструктурного состояния сплава, в котором осуществляются данные превращения. Поэтому эффективными способами управления функциональными свойствами СПФ являются термическая и термомеханическая обработка. Одна из особенностей СПФ заключается в том, что их фундаментальные физические свойства одновременно являются и непосредственно потребительскими, функциональными свойствами. Так, критические температуры мартенситных превращений определяют температурные интервалы восстановления формы и лёгкой деформации, наводящей ЭПФ; деформация решётки при мартенситном превращении есть не что иное как теоретический ресурс обратимой деформации; предел текучести аустенита служит естественной мерой развиваемого сплавом реактивного напряжения.

Таким образом, параметры кристаллической решетки аустенита и мартенсита являются фундаментальными характеристиками сплавов, проявляющих эффект памяти формы, поскольку деформация решетки при мартенситном превращении определяет ресурс обратимой деформации, важнейшего функционального свойства этих сплавов. Как известно, наилучшим сочетанием обратимой деформации и других функциональных свойств памяти формы обладают сплавы на основе никелида титана. В бинарных сплавах Ti-Ni кристаллическая решетка мартенсита, образующегося непосредственно из В2-аустенита или через промежуточную R-фазу с ромбоэдрической структурой, — моноклинная типа В19'.

Без знания концентрационной и деформационной зависимостей параметров решетки наши представления о возможностях управления обратимой деформацией всегда будут не полными. В то же время, к моменту начала данной работы, существование концентрационной зависимости параметров решетки В19'-мартенсита в бинарных сплавах Ti-Ni оставалось под вопросом, а деформационная зависимость - вообще не изучалась.

Действительно, если рассмотреть совокупность известных результатов измерений параметров решетки В19'-мартенсита в бинарных сплавах Ti-Ni вблизи эквиатомного состава (подробнее см. раздел 1.6), то можно отметить следующее:

1) Большой разброс результатов, полученных в разных исследованиях, не позволяет судить о закономерном концентрационном изменении параметров решетки. Тем более, что в ряде работ номинальное содержание никеля в сплаве не соответствует положению температуры начала мартенситного превращения (точки Ms), которая определяется содержанием никеля в твердом растворе.

2) Не учитываются температурные зависимости параметров решетки В19'-мартенсита.

3) Не ясна роль структурного состояния исходной высокотемпературной фазы (В2-аустенит или промежуточная R-фаза, наличие или отсутствие развитой дислокационной субструктуры).

4) Наконец, рассчитанные значения параметров решетки существенно зависят от конкретного способа расчета параметров, и количества используемых рентгеновских линий.

В этой связи резонно было провести структурное исследование бинарных сплавов Ti-Ni разных составов в одинаковых экспериментальных условиях, используя один и тот же набор рентгеновских линий и один способ расчета параметров решетки моноклинного мартенсита.

Целью работы было изучить влияние концентрации никеля, температуры, деформационного воздействия, а также исходного структурного состояния исходной высокотемпературной фазы на параметры решетки В19'-мартенсита в бинарных сплавах Ti-Ni с памятью формы.

Основная научная новизна работы заключается в следующем:

Установлена зависимость параметров решетки закалённого В19'-мартенсита и деформации решетки при мартенситном превращении от концентрации никеля в твёрдом растворе в заэквиатомных по никелю бинарных СПФ Ti-Ni. В доэквиатомном интервале концентраций никеля параметры решётки закалённого В19'-мартенсита и состав фазы TiNi не изменяются при изменении содержания никеля в сплаве.

Установлено анизотропное влияние исходного напряжённого состояния аустенита (рекристаллизованное состояние, фазовый и/или деформационный наклёп, внешнее напряжение) на параметры решётки образовавшегося В19'-мартенсита, определяемые дифракционными методами. Основное влияние в указанном эффекте оказывают растягивающие компоненты полей напряжений от дислокационной субструктуры и/или остаточных напряжений другого происхождения.

Показано, что изменение схемы мартенситного превращения от В2—»В19' к В2—>R—►В^' не приводит к изменению параметров решетки образующегося В19'-мартенсита и их температурных зависимостей в интервале прямого мартенситного превращения.

Практическая ценность работы заключается в следующем:

Показано, что переход от заэквиатомных по никелю сплавов к эквиатомному приводит к увеличению теоретического ресурса обратимой деформации. Но при этом надо иметь в виду, что, во-первых, повышается температурный интервал восстановления формы. Кроме того, максимальная полностью обратимая деформация эквиатомного сплава на практике гораздо меньше, чем у заэквиатомного. Её можно существенно увеличить, повысив предел текучести аустенита термомеханической обработкой, но это, в свою очередь, может привести к уменьшению теоретического ресурса обратимой деформации. Эта ситуации нуждается в более подробном исследовании.

На защиту выносятся:

Обнаруженные экспериментально концентрационные зависимости параметров решетки В19'-мартенсита в бинарных сплавах Ti-Ni с памятью формы.

Результаты определения деформации решетки при мартенситном превращении в эквиатомном и заэквиатомном по никелю сплавах Ti-Ni.

Обнаруженное экспериментально различие между параметрами решзтки мартенсита, образовавшегося из рекристаллизованного (при закалке) и наклепанного аустенита; отсутствие влияния пластической деформации мартенсита (до 25 %) на параметры его решетки.

Обнаруженное экспериментально влияние растягивающего напряжения на изменение параметров решетки мартенсита при прямом мартенситном превращении.

Доказанное отсутствие связи изменения параметров решетки В19'-мартенсита при изменении концентрации никеля или переходе к наклепанному аустениту с изменением схемы образования мартенсита от В2 В19' и В2 —» R —» В19\

ВЫВОДЫ.

1. Обнаружена концентрационная зависимость параметров решетки закаленного В19'-мартенсита в бинарных сплавах Ti-Ni с памятью формы в заэквиатомном интервале концентраций никеля (50,0 — 50,7 aT.%Ni). С ростом концентрации никеля параметры а, с, Р и объем элементарной ячейки со уменьшаются, а параметр Ъ — возрастает. В доэквиатомном интервале концентраций никеля (47,0 - 50,0 ат.%М) параметры решетки В19'-мартенсита не изменяются.

2. Максимальная линейная деформация решетки при мартенситном превращении, а следовательно и теоретический ресурс максимальной обратимой деформации, в сплавах Ti-(47,0 - 50,0)ат.%№ на 11 -г 17% больше, чем в сплаве Ti-50,7 ат.%№.

3. Рассчитанные параметры решетки мартенсита, образовавшегося в сплавах Ti-Ni из аустенита, содержащего развитую дислокационную субструктуру в результате фазового наклепа или частичного возврата после деформационного наклепа, отличаются от параметров решетки закаленного мартенсита, образовавшегося из рекристаллизованного аустенита. Деформация уже существующего стабильного мартенсита со степенями до 25%, не приводит к значимому отличию параметров решетки мартенсита от его параметров в исходном закаленном состоянии.

4. Температурные зависимости параметров решетки мартенсита существуют и примерно одинаковы во всем исследованном интервале концентраций 47,0 -50,7 ат.%№. При нагреве параметры Ъ и со увеличиваются, с и /? -уменьшаются, а параметр а — изменяется незначительно.

5. Изменение параметров решетки В19'-мартенсита при изменении концентрации никеля или переходе к наклепанному исходному аустениту не связано с изменением схемы образования мартенсита от В2 -» В19' к схеме В2 —» R -> В19\

6. Существует тенденция к увеличению ромбоэдрического искажения решетки промежуточной R-фазы с ростом концентрации никеля в твердом растворе и в случае воздействия дополнительных факторов, способствующих образованию R-фазы: старения и образования развитой дислокационной субструктуры в аустените.

7. Растягивающее напряжение значимо не влияет на закономерности изменения dhki при нагреве, но увеличивает различие между рассчитываемыми в этом случае "кажущимися" параметрами решетки мартенсита после цчкла фазового наклепа и параметрами решетки исходного закаленного мартенсита. Влияние напряжения сжатия на изменения параметров решетки при изменении температуры не обнаружено.

8. Вероятной причиной отличия параметров решетки мартенсита (в этом случае "кажущихся"), образовавшегося из наклепанного аустенита, от соответствующих параметров закаленного мартенсита, образовавшегося из рекристаллизованного аустенита, является влияние растягивающих компонент полей напряжений от дислокационной субструктуры и/или остаточных напряжений другого происхождения в исходном аустените.

1. Курдюмов Г.В., Хандрос Л.Г. О "термоупругом" равновесии при мартенситных превращениях. // Докл. АН СССР, 1949. Т. 66. - № 2. -С. 211-214.

2. Курдюмов Г.В. Мартенситные превращения (обзор). // Металлофизика, 1979.-Т. 1.-№1.-С. 81-91.

3. Эффект памяти формы в сплавах: // Пер. с англ. Ред. Займовский B.A. М. Металлургия, 1979. 472 с.

4. Корнилов И.И., Белоусов O.K., Качур Е.В. Никелид титана и другие сплавы с эффектом "памяти" // М., Наука, 1975. 180 с.

5. Sinclair R., Monamed Н.А. Lattice imaging study of a martensite-austenite interface. // Acta Met., 1978. V. 26. - № 4. - P. 623-628.

6. Otsuka K., Sawamura Т., Shimizu K., Wayman C.M. Characteristics of the martensitic transformation in TiNi and memory effect. // Metal. Trans. 1971. V. 2. - №9. - P. 2583-2588.

7. Michal G.M., Sinclair R. In situ observations of diffusionless transformations in TiNi. // Proc. Int. Conf. Martensitic Transformations, ICOMAT 1979, Cambridge, Mass., 1979.-P. 136-141.

8. Wayman C.M. Deformation, phenomenon mechanism and other characteristics of shape memory alloys. // "Shape memory effects in alloys", ed. by J. Perkins, New-York-London, Plenium Press, 1975.

9. Пушин В.Г., Кондратьев В.В., Хачин В.Н. Предпереходные явления и мартенситные превращения в сплавах. // Известия вузов. Физика. Изд-во ТГУ, 1985. № 5. - С. 5-21.

10. Madangopal К., Jugraj Singh, Banerjee S. Self-accomodation in Ti-Ni shape memory alloys. // Scripta Met. et Matr., 1991. V. 25. - №9. - P. 2153-2158.

11. Miyazaki S., Otsuka K. Development of shape memory alloys. ISIY International, 1979. V. 29. -№5. - P. 353-377.

12. Sandrock G.D., Hehemann R.F. The observation of surface relief during the martensitic transformation in TiNi. // Metallograhpy, 1971. V.4. P.451-456.

13. Miyazaki S., Otsuka K., Wayman C.M. The shape memory mechanism assosiated with the martensitic transformation in Ti-Ni alloys. I. Self-accomodation. // Acta Met., 1989. - V. 37. - № 7. - P. 1873-1884.

14. Токарев B.H., Дударев Е.Ф. Политипные структуры и морфология мартенсита в Ti5oNi40Cuio сплаве. // Известия вузов. Физика, 1990. Т. 33.-№6.-С. 73-78.

15. Nishida М., Wayman С.М., Honma Т. Phase transformations in Ti5oNi47i5Fe2,5 shape memory alloy. // Metallography, 1986. V.19. №1. P.99-113.

16. Fukuda Т., Saburri Т., Doi K., Nenno S. Mater. Sci.// Trans. JIM, 1992. V. 33.-P. 271.

17. Пушин В.Г., Хачин В.Н., Иванова Л.Ю. и др. Особенности микроструктуры и фазовых превращений в Ti50Ni50-xCox сплавах с памятью формы. П. Ромбоэдрический мартенсит. // ФММ, 1994. Т. 77.-№5.-С. 142-154.

18. Miyazaki S., Kimura S., Otsuka К., Suzuki Y. The habit plane and transformation strains associated with the martensitic transformation in Ti-Ni single crystals. // Scripta Met., 1984. V. 18. - №9. - P. 883-888.

19. Saburi Т., Komatsu Т., Nenno S. Watanabe Y. Electron microscope observation of the early stages of thermoplastic martensitic transformation in a Ti-Ni-Cu alloy. // J. Less-Common Met., 1986. -V.l 18. -№2. -P.217-226.

20. Wu S.K., Wayman C.M. ТЕМ studies of the martensitic transformation in Ti5oNi49Auio alloy. Scripta Met., 1987. V. 21. - №1. - P. 83-88

21. Nisida M., Ohgi H., Itai I. et al. Electron microscopy studies of twin morphologies in В19' martensite in the Ti-Ni shape memory alloy. // Acta Met. et Mater., 1995. V. 43. - №3 - P. 1219-1227.

22. Hwang C.M., Wayman C.M. Electronic microscopy studies of martensitic transformations in ternary TiNiAl alloys. // Scripta Met., 1983. V. 17. -№12. - P. 1449-1453.

23. Olson G.B., Cohen M. Criterion for the action of applied stress in the martensitic transformation. // Jornal of the Less-Common Metals, 1972. -№28.-P. 107-118.

24. Арбузова И.А., Курдюмов Г.В., Хандрос Л.Г. Рост упругих кристаллов мартенситной гамма-фазы под действием внешних напряжений. // ФММ. 1961. Т И. - №2. - С. 272-280.

25. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. // М. Металлургия, 1978. С. 392.

26. Василевский Р.Д. Эффект запоминания формы в сплаве TiNi как один из аспектов вызванного напряжением мартенситного превращения. В кн. Эффект памяти формы в сплавах. // М. Металлургия, 1979. С. 205.

27. Liu Y., Xie L., J. Van Humbeeck, L. Delaey. Effect of texture orientation on the martensite deformation of TiNi shape memory alloy sheet. // Acta mater. 1999.-V. 47.-P. 645-660.

28. Miyazaki S., Wayman C.M. The R-phase transition and associated shape memory mechanism in Ti-Ni single crystals. // Acta met., 1988. V. 36. -№1. - P. 181-192.

29. Ling H.C., Kaplov R. Stress-induced shape changes and shape memory in R and martensite transformations in equiatomic NiTi. // Metal. Trans., 1981 .V. 12A-№12.-P. 2101-2111.

30. Хома Т., Такэи X. Влияние термообработки на мартенситное превращение в соединении TiNi. // Никок киндзоку гаккайси. 1975. Т. 39-№2.-С. 175-182.

31. Борисова С. Д., Монасевич JI.A., Паскаль Ю.И. Кристаллографический расчет обратимой деформации при эффектах памяти формы никелида титана. // Металлофизика, 1983. Т. 5 - № 2 - С. 66-70.

32. Otsuka К., Sakamoto Н., Shimizu К. // Acta Met. 1979. V. 27. - P. 585.

33. Zener С.//Phys. Rev., 1947.-V. 71.-P. 846.

34. Хачин B.H. Мартенситная неупругость сплавов // Известия вузов. Физика. 1985. Т. 27. - № 5. - С. 88-103.

35. Предмартенситные аномалии упругих свойств и внутреннее трение в монокристаллах и поликристаллах TiNi. // Металлофизика. 1987. Т. 9. -№1. - С. 29-32.

36. Shu Y.C., Bhattacharya К. The influence of texture on the shape memory effect in polycrystals. // Acta Mater. 1998. V. 46. - №15. - P. 5457-5473.

37. Ильин A.A. Сплавы с памятью формы. // Блантер М.С., Головин И.С., Головин С.А., Ильин А.А., Саррак В.И. Механическая спектроскопия металлических материалов. М. МИА. 1994. 256 с.

38. Liu Y., Liu Y., J. Van Humbeeck Two-way shape memory effect developed by martensite deformation in TiNi. //Acta mater. 1999. V.47. №1. P. 199-209

39. Kainuma R., Matsumoto M., Honma T. The mechanism of the all-round shape memory effect in Ni-rich TiNi alloy. // Ibid. P. 717-722.

40. Nishida M., Honma T. Effect of heat treatment on the all-round shape memory effect in Ti-51 at %Ni. // Scr. met. 1984.

41. V. 18. -№11. P. 1299-1302.

42. Ильин A.A. Сплавы с эффектом запоминания формы (обзор) // Итоги науки и техники. Металловедение и термическая обработка.

43. М.: ВИНИТИ. 1991. -Т. 25. С. 3-59.

44. Пушин В.Г., Юрченко Л.Т., Павлова С.П., Турхан Ю.Э. // Физ. мет. и металловед. 1988. -Т. 66. - № 4. - С. 777-787.

45. Лихачев В.А., Кузьмин С.Л., Каменцева З.П. Эффект памяти формы. Л. Изд-во ЛГУ, 1987. - 216 с.

46. Маторин В.И., Винтайкин Е.З., Удовенко В.А. // Металлургия: проблемы, поиски, решения. М. 1989. С. 156-165.

47. Хачин В.Н., Пушин В.Г., Кондратьев В.В. Никелид титана: структура и свойства. М.: Наука, 1992. 160 с.

48. Пушин В.Г., Кондратьев В.В., Хачин В.Н. Предпереходные явления и мартенситные превращения. Екатеринбург: УрО РАН, 1998. 368 с.

49. Ооцука К., Симидзу К., Судзуки Ю., Сэкигути, Тадаки Ц., Хомма. Т., Миядзаки С. Сплавы с эффектом памяти формы /Ред. Фунакубо X.: Перевод с японского. М.: Металлургия, 1990. - 224 с.

50. Ильин А.А. Механизм и кинетика фазовых и структурных превращений в титановых сплавах. М., Наука. 1994. 304 с.

51. Otsuka Ed.K., Wayman С.М. Shape memory materials, Cambridge University Press, 1999. 284 p.

52. Новые материалы. Колл. Авторов. Под научной редакцией Карабасова Ю.С. М.: МИСИС. - 2002. - С. 378-380.

53. Журавлев В.Н., Пушин В.Г. Сплавы с термомеханической памятью и их применение в медицине. Екатеринбург:1. УрО ран, 2000.- 151 с.

54. Кокорин В.В. Мартенситные превращения в неоднородных твердых растворах. Киев: Наук, думка, 1987.

55. Зельдович В.И., Хомская И.В., Фролова Н.Ю. и др. / О зарождении R-мартенсита в никелиде титана. // ФММ. 2001. - Т. 92. - №5.

56. Лихачев В.А., Помыткин С.П., Шиманский С.Р. Влияние термомеханической обработки на последовательность фазовых превращений в сплавах на основе TiNi. // Металловедение и термическая обработка металлов. 1989. - №8. - С. 11-17.

57. Бернштейн M.JL, Хасенов Б.П., Хасьянов У. Многократная реализация эффекта памяти формы в сплаве TiNi. // Металловедение и термическая обработка металлов. 1989. - №2. - С. 49-55.

58. Todoroki Т., Tamura Н. Effect of heat treatment after cold working on the phase transformation in TiNi alloys // Transaction JIM. -1987. V.28. - №2. - P. 83-94.

59. Liu Y., McCormick P.G. Influence of heat treatment on the mechanical behavior of aNiTi alloy // ISIJ International. 1989. V.29. №5. P. 417-422.

60. Miyazaki S., Imai Т., Igo Y. Effect of cyclic deformation on the pseudoelasticity characteristics of Ti Ni alloys. // Met. Trans. A. - 1986. -V. 17.-№1.-P. 115-120.

61. Miyazaki S., Igo Y, Otsuka K. Effect of thermal cycling on the transformation temperatures of Ti Ni alloys. // Acta met. - 1986. - V. 34. -№10.-P. 2045-2051.

62. Ильин А.А., Скворцов В.И., Никитин А.С. Характеристики восстановления формы листов из сплава Ti 49,5 % Ni. // Известия вузов. - Цветная металлургия. - 1986. - №12. - С. 69-71.

63. Ковнеристый Ю.К., Федотов С.Г., Матлахова Л.А., Олейникова С.В. Эффекты запоминания формы и формообратимости сплава Ti Ni в зависимости от деформации. // Физика металлов и металловедение. -1986. - Т. 62. - вып. 2. - С. 344-349.

64. Ильин А.А., Гозенко Н.Н., Скворцов В.И., Никитин А.С. Структурные изменения в сплавах на основе никелида титана при деформации и их влияние на характеристики восстановления формы. // Известия вузов. -Цветная металлургия. 1987. - №4. - С. 88-93.

65. Otsuka К., Shimizu К. Pseudoelasticity and shape memory effects in alloys. // Int. Metals. Rew. 1986. - V. 31. - №3. - P. 93-114.

66. Stachowiak G.B., McCormock P.G. Shape memory behaviour associated with the R and martensitic transformations in a TiNi alloy. // Acta met. -1988. V. 36. - №2. - P. 291-297.

67. Brailovski V., Prokoshkin S., Terriault P., Trochu F. Shape memory alloys: fundamentals, modeling and applications. Montreal, ETS Publ., 2003, 851 p.

68. Umemoto M., Owen W.S. Metal. Trans., 1974. V. 5. - P. 2041.

69. Euken S., Hornbogen E. Proc. 5th Int. Conf. "Rapidly quenched alloys", Wurzburg 1984. V. 2. - P. 1429.

70. Euken S., Hornbogen E. Proc. 7th Int. Conf. "Strength of metals and alloys (ICSMA-7)", Montreal, 1985. V. 2. - P. 1615.69