Механизмы деформации и разрушения монокристаллов никелида титана тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

Сурикова Наталья Сергеевна

МЕХАНИЗМЫ ДЕФОРМАЦИИ И РАЗРУШЕНИЯ МОНОКРИСТАЛЛОВ НИКЕЛИДА ТИТАНА.

01.04.07. - физика твердого тела

АВТОРЕФЕРАТ Диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Томск - 2000

Работа выполнена в Сибирском ордена Трудового Красного Знамени физико-техническом институте им. В.Д. Кузнецова при Томском государственном университете.

Научный руководитель:

доктор физ.-мат. наук Чумляков Ю.И.

Официальные опоненты:

доктор физ.-мат. наук, профессор Козлов Э.В.

кандидат физ.-мат. наук Итин В.И.

Ведущая организация:

Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, г.Томс:

Защита состоится " 29 "июня 2000 г. в_час. на заседании диссертационного

Совета К 0.63.53.05 по присуждению ученой степени кандидата физико-математических наук в Томском государственном университете по адресу: 634010, г.Томск, пр. Ленина, 36

С диссертацией можно ознакомиться в научной библиотеке Томского государственного университета.

Автореферат разослан мая 2000 г.

Ученый секретарь диссертационного совета

кандидат физ.-мат. наук

Анохина И.Н

/

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Научно-технический прогресс неразрывно связан с эффективным использованием традиционных и разработкой новых сплавов с уникальными свойствами. Именно этим обусловлен уже много лет интерес к сплавам никелида титана, проявляющим термоупругие мартенситные превращения. Кроме свойств эффекта памяти формы (ЭПФ) и сверхэластичности (СЭ) сплавы Т1№ обладают хорошей прочностью, высокой пластичностью, коррозионной стойкостью и биологической совместимостью с тканями человеческого организма, что обеспечивает их широкое применение в технике и медицине.

На сплавах никелида титана хорошо изучены последовательности структурных фазовых превращений в зависимости от состава сплава и термомеханической обработки, закономерности неупругой мартенситной деформации, особенности предмартенситных состояний. Однако механизмы пластической деформации высокотемпературной В2 фазы, которые в значительной мере контролируют процессы развития мартенситных превращений, и, связанных с ними ЭПФ и СЭ, исследовании слабо. Нет работ выполненных на монокристаллах Т1№ по исследованию действующих систем скольжения и двойникования, что затрудняет сравнение никелида титана с монокристаллами других В2 интерметаллидов. Вопрос о псевдодвойниковании по плоскостям {112}, обнаруженном на поликристаллах никелида титана до конца неясен и дискутируется в литературе. Не выясненной остается взаимосвязь между механическим двойникованием и мартенситным превращением под нагрузкой. Следовательно, нужны детальные исследования зависимости процессов двойникования от температуры, ориентации оси деформации, состава сплавов, выполненные на монокристаллах Т1№, которые могут дать основания для разработки моделей зарождения и роста двойников в В2 структуре.

Цель и задачи работы. Целью данной работы является систематическое комплексное исследование механизмов деформации монокристаллов Ti-50,8ат.%№ и Ti-51,3ат.%№, легированных 0,3ат.% Fe и О.Зат.% Мо. Выбор сплавов обусловлен тем, что в поликристаллическом состоянии после соответствующих термомеханических обработок эти сплавы обладают хорошей прочностью, высокой пластичностью и высокими значениями эффекта памяти формы и широко используются в медицине в качестве имплантатов. Кроме того, составы исследуемых монокристаллов близки к составам поликристаллических сплавов TiNi, на которых впервые наблюдалось механическое двой-никование.

В работе решались следующие задачи:

1) Исследовать зависимость предела текучести, пластичности, коэффициентов деформационного упрочнения и механизма разрушения на монокристаллах никелида титана от ориентации кристалла, температуры испытания, состава сплава и способа нагружения (растяжение / сжатие).

2) Изучить основные закономерности развития мартенситных превращений под нагрузкой в закаленных монокристаллах TiNi в различных ориен-тациях.

3) Провести детальное исследование механизмов пластической деформации высокотемпературной В2 фазы при растяжении и сжатии. Выяснить тип и роль дислокационного скольжения, двойникования, сбросообразова-ния, а так же возможность наведенного деформацией (strain-induced) мартен-ситного В2->В19' превращения в процессах деформации и разрушения кристаллов различных ориентаций.

4) Провести сравнительное экспериментальное исследование крупнозернистых, не обладающих текстурой, и мелкозернистых текстурированных поликристаллов никелида титана.

Научная новизна. В работе впервые проведены систематические исследования прочностных и пластических свойств монокристаллов никелида титана в широкой области температур 77-773К, микроструктуры деформиро-

ванных образцов и механизмов пластической деформации высокотемпературной В2 фазы в зависимости от ориентации оси нагружения и знака приложенного напряжения.

Установлены "мягкие " ориентации с низким пределом текучести в В2 фазе, низкими ткр, для действующих систем скольжения, и высокой пластичностью до разрушения и "жесткие " ориентации, где cto.i и ткр в два раза выше, чем в мягких ориентациях.

Показано впервые, что температура начала пластического течения в В2 фазе, Md, и интервал мартенситных превращений под нагрузкой имеют ори-ентационную зависимость и определяются уровнем прочностных свойств матрицы и механизмом ответственным за предел текучести.

Исследованы системы скольжения, механизмы локализации деформации с образованием микрополос сдвига и характер разрушения мягких [Til] и [112] кристаллов TiNi(Fe,Mo) в области В2 фазы.

Обнаружен вязко-хрупкий переход в закаленных монокристаллах TiNi(Fe,Mo).

Выяснены типы двойникования и морфология мартенсита деформации, осуществляющих пластическую деформацию в [001] кристаллах никелида титана при сжатии в области В2 фазы. Мартенсит деформации (strain-induced martensite) при T>Md, когда мартенситному превращению предшевствует пластическая деформация скольжением и механическим двойникованием, наблюдается впервые на сплавах никелида титана.

Научная и практическая ценность. Большинство сплавов никелида титана используемых на практике обладают текстурами, возникающими при их термо-механических обработках и, вследствие этого обладают анизотропией пластических свойств и свойств ЭПФ и СЭ. Поэтому данные о пластичности и прочности никелида титана вдоль различных направлений, полученные на монокристаллах TiNi, позволяют направлено воздействовать на структуру поликристаллических ансамблей и формировать в них текстуры с мягкими направлениями, при которых наблюдается высокая пластичность в В2 фазе, а

также высокие значения ЭПФ. Это существенно расширяет возможности практического применения сплавов с эффектами формы.

Полученные результаты о действующих механизмах пластической деформации В2 фазы в никелиде титана - дислокационное скольжение, механическое двойникование, мартенситное превращение, инициируемое деформацией, развивают представление о закономерностях деформации и разрушения сплавов и интерметаллидов с В2 структурами.

На защиту выносятся:

1. Экспериментально установленная на монокристаллах TiNi(Fe,Mo; при растяжении в В2 фазе ориентационная зависимость критических скалывающих напряжений т кр, коэффициентов деформационного упрочнения 0 и пластичности до разрушения 5. Кристаллы с ориентациями [111] и [112] являются "мягкими", характеризуются низкими значениями т кр, высокой пластичностью, небольшими значениями 0, вязким характером разрушения. Кристаллы с ориентациями вблизи полюсов [001], [011] являются "жесткими", обладают высокими Ткр, низкой пластичностью и разрушаются хрупко.

2. Взаимосвязь между ориентационной зависимостью прочностных свойств В2 фазы и ориентационной зависимостью температуры Md и интервала мартенситных превращений под нагрузкой АТ„. В кристаллах с "жесткими" ориентациями точка Md смещается в область более высоких температур на 100-150К, по сравнению с Мл для [1 И] и [112] кристаллов.

3. Вязко-хрупкий переход при растяжении в закаленных монокристаллах TiNi(Fe,Mo) , обусловленный сменой механизма деформации: от дислокационного скольжения по системам а<100>{011} и а<100>{001} к мартенситу напряжений. Хрупкий характер разрушения наблюдается независимо от ориентации кристаллов при Т< Md. Низкая пластичность кристаллов в области мартенсита напряжений связана с особенностями роста мартенситных В19' кристаллов в закаленных монокристаллах никелида титана.

4. Установленные экспериментально механизмы пластической деформации В2 фазы, в [111] и [112] монокристаллах TiNi(Fe,Mo) при растяжении и сжатии: дислокационное скольжение по системам а<100>{001} и а<100>{011} с образованием микрополос локализованного сдвига при s>5% , разориенти-рованных относительно матрицы на небольшие углы а~1°.

5. Закономерности развития деформации двойникованием при сжатии [001] кристаллов TiNi(Fe,Mo) в области высокотемпературной В2 фазы; сверхдвойникование по плоскостям {112} и сложное двойникование по плоскостям {114}. Индуцируемое двойникованием мартенситное превращение В2—>В19'.

Апробация работы. Основные результаты, изложенные в диссертационной работе, докладывались и обсуждались на Всесоюзной конференции по мартенситным превращениям в твердом теле "Мартенсит 91"( Косово, 7-11 октября 1991 г), Российской научно-технической конференции " Новые материалы и технологии машиностроения"(Москва, 1993), IV Международной школе- семинаре "Эволюция дефектных структур в конденсированных средах" (Барнаул, 1998.)

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 11 печатных работ, отражающих основное содержание работы.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, четырех глав, основных выводов и списка цитируемой литературы. Работа содержит 211 страниц машинописного текста, 83 рисунка и 12 таблиц. Список цитируемой литературы включает 176 наименований.

Основное содержание работы.

Во введении обоснованы актуальность, новизна и важность выбранной для диссертации темы, дана краткая аннотация работы, определены основные цели и задачи исследования, сформулированы положения выносимые на защиту.

В первой главе представлен обзор литературных данных о механических свойствах В2 материалов, механизмах их деформации и разрушения. Подробно рассмотрены типы дислокаций, дислокационные реакции и системы скольжения, действующие в монокристаллах с В2 структурой. Приведены критерии для предсказания действующих систем скольжения, основанные на оценке собственной энергии дислокаций и их подвижностей, энергии антифазной границы. Проведен анализ способов двойникования, возможных в В2 решетке и механизмов двойникования, действующих в поликристаллах нике-лида титана. Показано, что В2 упорядочение в ОЦК структуре приводит к появлению новых двойниковых мод деформации по сравнению с ОЦК металлами.

Проанализированы механизмы, ответственные за нормальную и аномальную температурную зависимость предела текучести и разрушение сплавов с В2 структурой, неиспытывающих мартенситных превращений. Большое внимание уделено механизмам определяющим напряжение мартенситного сдвига и предел текучести В2 фазы в поликристаллах никелида титана. Показано, что механизмы пластической деформации высокотемпературной В2 фазы изучены слабо.

Во второй главе обоснована постановка задач, рассмотрены составы и способы получения монокристаллов, образцов для испытания, указаны ориентации исследуемых кристаллов, описаны экспериментальные методы исследования. Показано, что выше температуры Ак исходные монокристаллы состояли из упорядоченной В2 фазы и крупных частиц на основе окислов и карбидов титана.

Комплексный характер исследований одних и тех же образцов методами механических испытаний, электронной просвечивающей и растровой микроскопии, рентгеноструктурного анализа, методом измерения температурной зависимости электросопротивления, оптической микроскопии в широком интервале температур 77 -773 К обеспечивает достоверность и систематичность полученных данных.

В третьй главе "Ориентационная и температурная зависимость прочностных и пластических свойств монокристаллов "П№(Ре,Мо) при растяжении" методами измерения температурной зависимости электросопротивления, электронной микроскопии было определено, что закаленные монокристаллы "П№(Ре,Мо) имеют широкую температурную область предпереходных состояний и при охлаждении и под нагрузкой испытывают одно мартенсит-ное превращение В2-»В19'.

При проведении механических испытаний было установлено, что при растяжении монокристаллы Т1№(Ре,Мо), также как поликристаллы никелида титана, имеют трехстадийную температурную зависимость предела текучести / напряжений мартенситного сдвига, отвечающую разным механизмам деформации (рис. 1а,б). Обнаружено, что при деформации в области В2 фазы при Т>Мс1 (температуры начала пластического течения в В2 матрице) можно выделить кристаллы с "мягкими" [111], [112] ориентациями, которые имеют низкий предел текучести сто.ь низкие ткр ~120 МПа, вычисленные для действующих систем скольжения (табл.1), и "жесткие" кристаллы с ориентациями вблизи полюсов [001] и [011], где стол, Ъф в два-три раза выше, чем в мягких кристаллах. Установлено, что температура Ма, в монокристаллах "П№(Ре,Мо) зависит от ориентации кристалла и определяется уровнем прочностных свойств В2 фазы в кристаллах определенных ориентаций. В "жестких" кристаллах температура Ма, а также интервал мартенсита напряжений, на 100-150К выше, чем в кристаллах "мягких" ориентаций. Таким образом, например, при температуре 473К в кристаллах Т1-50.8ат.%№(Ре,Мо) различных ориентаций при растяжении можно получить разные механизмы деформации: [111] и [112] кристаллы будут деформироваться пластически в В2 фазе, [123] кристаллы будут находиться вблизи температуры Ма, а [001] и [011] кристаллы будут испытывать мартенситное превращение под напряжением.

СЁ

2: та иШ1> Па i

ш да /

4ао / —^х

зсо // ^

200 ч/ /

■№ п

Ш 200 ¡¡¡¡о и Й ш ТК

Рис.1. Температурная зависимость предела текучести 00,1 (сгм) в монокристаллах Ть50,8 ат.%ЬН(Ре,Мо) (а) и Т1-51,Зат.%№(Ре,Мо) (б).

Таблица!.

Кристаллографические системы скольжения, особенности разрушения монокристаллов TiNi(Fe,Mo).

Ориента- т,к Плоскость Удлинение Система Фак- Сто,]

ция оси разру- в шейке скольжения, тор МП а МПа

растяжения шения У, % способ опре- Шми-

деления да

1 2 3 4 5 6 7 8

773 89 (010](001), 0,33 195 91,65

Til 673 ~{по} 85 [010](101), 0,47 215 101,05

573 4110} 82 двухследовой 235 110,45

473 1 ^ (1 1 п 76 поверхно- 250 117,50

373 V i i i) 65 стный 260 122,20

293 (ill) 2 анализ. 240 112,80

(111) Прецессия

оси кристал-

ла,

о-Ь -анализ

773 С101) 51 [001] {110}, 740 259,00

673 4101) 51 двухследовой 810 283,50

011 573 (011) 3 поверхно- 0,35 849 207,15

473 (Oil) -15 стный 728 254,80

373 (011) -9 анализ, g•b - 420 147,00

293 (Oil) -6 анализ 310 108,50

773 (001) 16 <010>{101}, 750 165,0

673 (001) 15 двухследовой 815 179,3

001 573 (001) 4 анализ, g•b - 0,22 935 205,7

473 (001) 2 анализ 920 202,4

373 (001) 0 690 151,8

293 (ООП 0 470 103,4

773 (110) 92 [001](110}, 285 128,25

123 673 (110) 54 двухследовой 342 153,90

573 (110) 48 поверхно- 0,45 430 193,50

473 (Т 23) 24 стный анализ 472 212,40

373 Л 2 31 12 415 186,80

293 12 255 114,75

(i 2 3)

Температурную зависимость пластичности монокристаллов Т1№(Ре,Мо) также можно разделить на три стадии (рис.2а,б). Кривые 5(Т) при температурах 77 К- Мн описывают пластичность кристаллов в мартенситной фазе, в интервале температур Мн-Ма - пластичность на стадии мартенсита напряжений , а при Т>Ма - пластичность высокотемпературной В2 фазы. Мягкие кристаллы в области В2 фазы имеют высокую пластичность ~50-90%, что объясняется легкостью дислокационного скольжения по системам а<100>{001} и а<100>{011}, в отличие от жестких кристаллов, где факторы Шмида для таких систем скольжения равны нулю, а пластичность составляет 2-10%. Высокое однородное удлинение [111] и [112] кристаллов при Т~500-600К связано с тем, что при этих температурах напряжение Пайерлса в В2 решетке Тл№ становится достаточно низким, а диффузионные процессы активизируются, поэтому существует балланс между упрочнением и динамическим возвратом, связанным с переползанием дислокаций. Выше этих температур происходит потеря механической устойчивости с образованием шейки. Разрушение мягких кристаллов при Т>М<1 имеет вязкий характер.

В работе выяснено влияние различных факторов, таких как старение при температурах 673К и 773К, азотирование, термоциклирование через точки фазового превращения, на пластичность мягких кристаллов в В2 фазе. Наиболее значительное влияние по снижению пластичности (и температуры Мн), оказывает насыщение монокристаллов азотом. Выделение когерентных дисперсных частиц "Пз№4 при старении также повышает ткр для дислокационного скольжения, снижает пластичность мягких кристаллов до 5-30% и смещает пик пластичности в область более высоких температур.

При переходе на стадию деформации, связанную с мартенситом напряжений, в закаленных кристаллах Т1№(Ре,Мо) независимо от их ориентации меняется целый комплекс характеристик материала - уменьшается пластичность, увеличивается разброс при определении значений напряжений разрушения, плоскостями разрушения становятся плоскости перпендикулярные оси

Рис. 2. а) Температурная зависимость удлинения для монокристаллов Ть50,8ат.%№ (Ре,Мо); б) Температурная зависимость удлинения для монокристаллов Т1-51,3ат.%№ (Ре,Мо).

растяжения, фрактуры имеют характер скола. Эти изменения трактуются в работе как хрупко-вязкий переход (ХВП), связанный со сменой механизма деформации от дислокационного скольжения к мартенситному В2-»В19' превращению под напряжением и объясняются особенностями такого превращения в закаленных монокристаллах никелида титана: большими размерами мартенситных пластин, генерирующими высокие локальные внутренние напряжения, и неустойчивостью при их распространении в матрице в отсутствии границ зерен, когерентных частиц вторых фаз, дислокационной субструктуры. Поэтому монокристаллы Т1№(Ре,Мо) в мартенситной области и на стадии мартенсита напряжений разрушаются хрупко и имеют низкую пластичность. Крупные частицы окислов и кабидов титана играют роль дополнительных концентраторов напряжения, на которых происходит зарождение трещин.

Закаленные, не обладающие текстурой, литые поликристаллы ТТ№(Ре,Мо) с крупным зерном (<1=190мкм) в области В2 фазы ведут себя подобно кристаллам жестких ориентаций, а при Т< М<з, подобно монокристаллам испытывают ХВП. Низкая пластичность этих образцов в области мартенсита напряжений также связана с критическими размерами мартенситных пластин, возникающими в крупных зернах поликристалла и приводящими к разрушению. В поликристаллах "П№(Ре,Мо), полученных высокотемпературной прокаткой и отжигом, размер пластин мартенсита В19' ограничен малыми размерами зерен (с1=35мкм), и напряжения от таких пластинок мартенсита в значительной степени релаксируют на границах. Поэтому такие поликристаллы пластичны в мартенситной области и на стадии мартенсита напряжений, а при температуре Мн имеют максимальную пластичность, подобно другим, широко используемым поликристаллам"П№.

В четвертой главе "Механизмы пластической деформации В2 фазы в монокристаллах никелида титана" исследованы кривые деформации мягких у жестких кристаллов, их стадийность, определены действующие системы скольжения при растяжении в В2 фазе. Показано, что монокристаллы

П№(Ре,Мо), независимо от ориентации, при Т>М<1 деформируются дислокационным скольжением по системам а< 100> {001} и а< 100> {110}. Скольжение то плоскостям куба а< 100> {001} на сплавах никелида титана наблюдается зпервые. Основными элементами дислокационной структуры являются дипо-т и плоские скопления из смешанных дислокаций, как показал - анализ. Смешанный тип дислокаций и процесс локализации деформации в сплавах П№ объясняется с позиции концентрационных неоднородностей, связанных с юменой структурой матрицы в предмартенситной области. При деформации :>5% в структуре деформированных [И 1] и [112] кристаллов появляются мик-юполосы локализованного сдвига, параллельные плоскостям скольжения тага {110} и разориентированные с матрицей на небольшие углы Объем {атериала, занятый микрополосами, увеличивается пропорционально степе-1И деформации, в области шейки в микрополосах локализованного сдвига 1аблюдается фрагментация. С образованием таких полос локализации связан [ереход на вторую стадию деформации, а также процессы зарождения и рас-[ространения трещин в мягких кристаллах при Т>Ма. Модель, предложенная дя образования полос сдвига и динамических особенностей на кривых тече-ия, заключается в двойном поперечном скольжении больших групп дисло-аций.

В [001] кристаллах, где уровень деформирующих напряжений при рас-яжении высок, вследствии затрудненности дислокационного скольжения, и оставляет С44У40 - С44/70, угол разориентации микрополос относительно матицы в отдельных случаях достигает 7°, а релаксация напряжений внутри по-ос происходит путем мартенситного В2->В19' превращения, наведенного еформацией.

При деформации сжатием в области В2 фазы [П1] и [112],кристаллы 2гко деформируются теми же системами скольжения, что и при растяжении, симметрии предела текучести не наблюдается (рис.За,б).

и i 2S0 W Ш ттк

ííffl

J Md

/ растяжение

Л

m ш я « ш ш ■ -j-^

Рис. 3. а) Температурная зависимость предела текучести co.i для [Ti2] и [001] монокристаллов Ti-50,8 aT.%Ni(Fe,Mo) при растяжении и сжатии. 1 (д) - растяжение, а 2 (о) - сжатие в полюсе [001]; 3 (•) - сжатие, а 4 (а) - растяжение в полюсе [112]. б) Зависимость cro,i(T) для [112 монокристаллов Ti-51,3 aT.%Ni(Fe,Mo) при растяжении и сжатии.

Кристаллы с ориентацией [001] при деформации в В2 фазе проявляют значительную асимметрию (предел текучести при сжатии ~ в два раза ниже, чем стол при растяжении этих же кристаллов) (рис.За), связанную с различием механизмов деформации. Исследования проведенные методами оптической и электронной микроскопии, кристаллогеометрии показали, что при сжатии предел текучести [001] кристаллов определяется сверхдвойникованием по плоскостям {112} и сложным двойникованием, требующим перетасовки атомов в процессе двойникования, по плоскостям {114}. Макрополосы локализованной деформации, в которых располагаются двойники, генерируют макрополосы с пластинами мартенсита деформации. В областях между двойниками и мартенситными кристаллами активируется дислокационное скольжение по системам а<100> {001} и а<100>{011}.

Исследование механизмов деформации в монокристаллах никелида титана позволило определить компоненты текстуры, которой должны обладать поликристаллические ансамбли, чтобы иметь хорошую пластичность в В2 фазе и высокие значения ЭПФ. В развитие этого, с помощью прокатки монокристаллов TiNi(Fe,Mo) с ориентацией [233], были созданы поликристаллы, с мелким зерном и малоугловыми границами, обладающие более высокими свойствами ЭПФ, чем поликристаллы TiNi(Fe,Mo), полученные традиционными способами.

Завершают диссертацию выводы и список цитируемой литературы.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. Впервые при деформации растяжением в высокотемпературной В2 фазе монокристаллов TiNi(Fe,Mo) в закаленном состоянии обнаружена сильная зависимость ткр, пластичности и характера разрушения от ориентации кристалла. Кристаллы, ориентированные вдоль направлений [111] и [Т12], имеют низкие значения ткр~120МПа, высокую пластичность и деформируются скольжением по системам а<100>{001} и а<100>{011}. Кристаллы, с ориен-

тациями вблизи [001], [011] имеют высокие ткр~220МПа, ограниченную пластичность е~2-10%, деформация в них реализуется скольжением и мартенсит-ным превращением, инициируемым деформацией.

2. Показано, что сильная ориентационная зависимость ткр в В2 фазе при растяжении определяет зависимость от ориентации температуры Ма и величины интервала мартенситных превращений под нагрузкой ЛТСТ. В кристаллах "жестких" ориентаций, с высокими прочностными свойствами стадия мартенсита напряжений растягивается до более высоких температур по сравнению с мягкими кристаллами, а температура Ма на 100-150К выше.

3. В отличие от других В2 интерметаллидов (№А1, Си2п) в [001] кристаллах Т1№ обнаружен новый тип асимметрии критических скалывающих напряжений ткррасг->ткрсж-, обусловленный зависимость действующих механизмов деформации от способа нагружения - при растяжении предел текучести контролируется дислокационным скольжением, а при сжатии механическим двойникованием. В "мягких" кристаллах, в которых деформация легко реализуется дислокационным скольжением при растяжении и сжатии, асимметрии не наблюдается.

4. Высокая пластичность [111] и [112] кристаллов связана с развитием деформации путем скольжения а< 100> {011}, а< 100> {001} преимущественно в одной системе с образованием микрополос локализованного сдвига. Действие нескольких систем скольжения в ориентации [111] приводит к росту коэффициентов деформационного упрочнения 0 и уменьшению пластичности 8 до ~ 20%. Другими факторами, снижающими пластичность мягких кристаллов, являются легирование сплавов азотом и старение с выделением дисперсных частиц "Пз№4, которые препятствуют движению дислокаций и упрочняют матрицу.

5. Впервые показано, что при сжатии в В2 фазе деформация [001] кристаллов осуществляется в следующей последовательности - вначале деформация происходит сверхдвойникованием по плоскостям {112} и сложным двой-

никованием по плоскостям {114}; локализация двойниковой деформации в макрополосах и высокий уровень локальных внутренних напряжений в голове растущих двойников приводят к развитию strain-induced мартенситного превращения; дислокационное скольжение а<100>{001} и а<100>{011} возникает как релаксационный процесс, обусловленный высокой концентрацией напряжений от двойниковых и мартенситных пластин.

6. Показано, что все кристаллы TiNi(Fe,Mo) при T<Md испытывают вязко-хрупкий переход. Причиной вязко-хрупкого перехода является смена механизма деформации при T<Md от дислокационного скольжения к мартенситу напряжений В19', который в закаленных монокристаллах TiNi(Fe,Mo) имеет свои особенности - достигает больших размеров, создает высокие внутренние напряжения и приводит к хрупкому разрушению.

7. Деформация крупнозернистых (d=190MKM) литых поликристаллов TiNi(Fe,Mo) в В2 фазе контролируется деформацией зерен с "хрупкими" ори-ентациями, параллельными оси растяжения. При Т<Ма крупнозернистые поликристаллы никелида титана испытывают вязко-хрупкий переход, подобно монокристаллам, в отличие от поликристаллов TiNi(Fe,Mo) с мелким (d=35MKM) зерном.

8. Установлено, что при прокатке монокристаллов до больших степеней деформации в структуре деформированного материала образуются микрополосы локализованного сдвига, области материала в которых разориентиро-ваны относительно матрицы на большие углы а~55° . Релаксация напряжений внутри полос происходит за счет дислокационного скольжения, двойникова-ния и strain-induced мартенситного превращения. Поликристалл, полученный путем отжига такой структуры, обладает "мягкой" текстурой, более высокой пластичностью и большими величинами ЭПФ, чем близкие по составу покри-сталлы TiNi(Fe,Mo), полученные традиционными способами.

Основные результаты, составляющие содержание диссертационной работы, достаточно полно изложены в следующих работах:

1. Сурикова Н.С., Чумляков Ю.И., Коротаев А.Д. Ориентационная ; температурная зависимость механических свойств монокристаллов никелид титана. // Научные труды Всесоюзной конференции по мартенситным пре вращениям в твердом теле "Мартенсит 91". 7-11 октября 1991 г. - Киев, 1992. С. 334-337.

2. Чумляков Ю.И., Сурикова Н.С., Старенченко C.B., Линейцев В.Н. Чепель Е.В., Коротаев А.Д. Пластическая деформация гетерофазных поли i монокристаллов никелида титана. // Тезисы док. Российская научно-техн конф. Новые материалы и технологии машиностроения. - Москва, 1993. С.58.

3. Чумляков Ю.И., Сурикова Н.С., Коротаев А.Д. Ориентационная за висимость прочностных и пластических свойств монокристаллов никелидг титана.//ФММ. - 1996. -Т.81, вып. 6. -С.148-158.

4. Chumlyakov J.I., Kireeva I.V., Lineitsev V.N., Chepel E.V., Zuev J.L. Lisuk F.Y., Surikova N.S. Shape memory effects and superelastisity in TiNi single crystals. // Inter, conf. on Displasive phase transformation and their applications ir materials engineering. USA. Illinois. - 1996. -P.20.

5. Сурикова H.C., Чумляков Ю.И. Механизмы пластической деформации монокристаллов никелида титана. II Научные труды II Международного семинара "Современные проблемы прочности" им. В.А. Лихачева. 5-9 октября 1998 г. Старая Русса. - Новгород. - 1998. - Т.1. -С.183-187.

6. Сурикова Н.С., Чумляков Ю.И. Особенности деформации и разрушения монокристаллов никелида титана в закаленном состоянии. Физическая мезомеханика, 2000. -Т.З, N1. - С. 105-114.

7. Чумляков Ю.И., Старенченко C.B., Сурикова Н.С., Линейцев В.Н. Особенности пластической деформации и разрушения монокристаллов никелида титана с эффектом памяти формы. // Тез. доклада на XIV международной конференции "Физика прочности и пластичности материалов". Самара, -1995. -С.312-314.

8. Сурикова Н.С., Чумляков Ю.И. Механизмы пластической деформации монокристаллов никелида титана. // ФММ. -2000. -Т.89. -N 2. -С.98-107.

9. Chumljakov Yu.I., Kireeva I.V., Litvinova E.I., Kirilov V.I., Surikova N.S. Britlle fracture in high-strength austenic stainless steels. // George R. Irwin symposium on cleavage fracture. Proc. of a symposium heald the 1997. TMS fall Meeting Indianapolis, Indiana September 15-17. -1997. - P. 247-262.

10. Чумляков Ю.И., Сурикова H.C., Киреева И.В., Бражникова Л.С., Трилесский Ю.А. Сбросообразование и аномальная локализация скольжения в монокристаллах никелида титана. // IV Международная школа- семинар. Эволюция дефектных структур в конденсированных средах. 2-7 сентября 1998г. Тез. докл. - Барнаул, 1998. - С.37-38.

11. Chumljakov Yu.I., Sehitoglu Н., Kireeva I.V., Gall К., Lwisyuk A.G.,Surikova N.S., Shaporov D.A. Shape memory effect and superelastisity in titanium-nickel single crystals. // V Russian-chinese international symposium." Advanced materials processes" July 27-August 1, 1999. Baikalsk, Russia, 1999. -P.63-64.

Размножено 100 экз. Копировальный центр «Южный», г.Томск, ул. 19-й Гвардейской дивизии, 75 тел. 41-34-47

Введение.

1. Деформационные свойства В2 материалов.

1.1. Механизмы пластической деформации.

1.1.1. Дислокации в В2 структуре.

1.1.2. Прогноз действующей системы скольжения.

1.1.3. Двойникование в В2 решетке.

1.2. Ориентационная и температурная зависимость предела текучести в В2 сплавах, не испытывающих мартенситных превращений.

1.3. Температурная зависимость предела текучести и мартенситные превращения в сплавах никелида титана.

2. Постановка задач, материалы и методики эксперимента.

2.1. Постановка задач.

2.2. Выбор и получение сплавов, изготовление образцов.

2.3. Методы исследования.

3. Ориентационная и температурная зависимость прочностных и пластических свойств монокристаллов Т1№(Ре,Мо) при растяжении.

3.1. Температурная зависимость удельного электросопротивления и последовательность мартенситных превращений в закаленных монокристаллах Т1№(Ре,Мо).

3.2. Температурная и ориентационная зависимость предела текучести в кристаллах никелида титана.

3.3. Особенности деформации и разрушения закаленных монокристаллов TiNi(Fe,Mo). Хрупко-вязкий переход.

3.4. Влияние различных факторов на пластичность и разрушение [111] и [112] кристаллов TiNi(Fe,Mo) в В2 фазе.

4. Механизмы пластической деформации В2 фазы в монокристаллах никелида титана.

4.1. Кривые течения, системы скольжения и дислокационные структуры, возникающие в монокристаллах TiNi(Fe,Mo) при растяжении.

4.2. Механизмы двойникования и природа асимметрии предела текучести в [001] кристаллах TiNi(Fe,Mo).

4.3. Механизмы деформации и создание сплавов TiNi с высокими свойствами эффекта памяти формы.

Выводы.

Научно-технический прогресс неразрывно связан с эффективным использованием традиционных и разработкой новых материалов с уникальными свойствами. Именно этим обусловлен уже много лет пристальный интерес к сплавам никелида титана, проявляющим эффекты памяти формы (ЭПФ) и сверхэластичности (СЭ) [1-3]. Большинство работ по ТлМ направлено на исследование факторов, позволяющих направлено воздействовать на основные характеристики мартенситных превращений: температуры и гистерезис превращения, величину мартенситного сдвига, структурное состояние сплавов в предмартенситной области [1-5]. Решающими факторами, способными в значительной мере управлять этими характеристиками, является уровень прочностных свойств высокотемпературной В2 фазы и механизмы ее пластической деформации.

Поскольку большинство, используемых на практике поликристаллических сплавов Тл№ обладают значительной анизотропией, связанной с определенными типами текстур, возникающими при термомеханических обработках, важно знать ориентационную зависимость прочностных и пластических свойств монокристаллов В2 фазы. В связи с этим, исследования по деформации В2 фазы, проводимые на монокристаллах никелида титана представляют особую значимость. Работ, выполненных на монокристаллах ТТЫ1 мало, нет работ по определению действующих механизмов пластической деформации, что не позволяет сравнивать никелид титана с монокристаллами других В2 интерметаллидов.

Интересным фактом, представляющим фундаментальный интерес является обнаруженная на поликристаллах Т149№51 и Тл50№47Ее3 деформация двой-никованием по плоскостям {114} с вектором <221>, при котором сохраняется дальний порядок в двойнике, и "псевдодвойникование" по плоскостям {112} с вектором а/6 <111>, которое в В2 сверхструктуре создает разупорядоченный двойник [6,7]. Однако ориентационная зависимость этих явлений, а также их связь с мартенситом напряжений до сих пор не выяснена.

В связи с этим целью настоящей работы является исследование ориента-ционной зависимости прочностных и пластических свойств высокотемпературной В2 фазы, а так же механизмов деформации монокристаллов никелида титана вблизи эквиатомного состава.

Выбор сплавов 11-50,8 ат.%№ (Бе, Мо) и Ть51,3ат.% №(Ре, Мо) связан с тем, что они обладают уникальным комплексом физических свойств, сделавших их наиболее перспективными для использования в технике и медицине в качестве конструкций, инструментов, имплантатов. Они обладают высокой прочностью, коррозионной стойкостью и самой высокой среди В2 интерме-таллидов пластичностью [1,4].

Работа состоит из введения, четырех разделов, выводов и библиографического списка.

В первом разделе дан обзор экспериментальных и теоретических работ по модам пластической деформации, действующим в В2 структурах - дислокационному скольжению с Ь=2ха/2<111> и Ь=а<100>, механическому двойни-кованию по плоскостям {112} и {114}. Большое внимание уделено механизмам деформации, определяющим температурную зависимость предела текучести / мартенситного сдвига в сплавах никелида титана, обогащенных никелем.

Во втором разделе сформулированы цели и задачи настоящей работы. Описана методика получения монокристаллов, приведены составы и исследуемые ориентации монокристаллов, описаны методы исследования.

В третьем разделе определена температурная зависимость удельного электросопротивления и последовательность мартенситных переходов в закаленных монокристаллах Тл№ (Бе, Мо). Исследована температурная и ориентационная зависимость предела текучести и пластичности монокристаллов.

Изучены закономерности вязко-хрупкого перехода (ВХП). Исследованы факторы влияющие на пластичность "мягких" кристаллов в В2 фазе.

В четвертом разделе приведены кривые течения, определены действующие механизмы деформации в В2 фазе монокристаллов Тл№ (Бе, Мо) при растяжении и сжатии. Выяснены причины асимметрии предела текучести в [001] кристаллах при деформации в области В2 фазы. Исследованы структура и свойства ЭПФ поликристаллов, полученных прокаткой монокристаллов до больших степеней деформации.

В заключение работы приводятся выводы и библиографический список.

На защиту выносятся:

1. Экспериментально установленная на монокристаллах Тл№(Те,Мо) при растяжении в В2 фазе ориентационная зависимость критических скалывающих напряжений х , коэффициентов деформационного упрочнения 9 и пластичности до разрушения 8. Кристаллы с ориентациями [111] и [112] являются "мягкими", характеризуются низкими значениями х кр, высокой пластичностью, небольшими значениями 6, вязким характером разрушения. Кристаллы с ориентациями вблизи полюсов [001], [011] являются "жесткими", обладают высокими ткр, низкой пластичностью 5 и разрушаются хрупко.

2. Взаимосвязь между ориентационной зависимостью прочностных Свойств В2 фазы и ориентационной зависимостью температуры Ма и интервала мартенситных превращений под нагрузкой АТСТ. В кристаллах с "жесткими" ориентациями точка Мс1 смещается в область более высоких температур на 100-150К, по сравнению с Мй для [111] и [112] кристаллов.

3. Вязко-хрупкий переход при растяжении в закаленных монокристаллах Т1№(Ре,Мо), обусловленный сменой механизма деформации: от дислокационного скольжения по системам а<100>{011} и а<100>{001} к мартенситу напряжений. Хрупкий характер разрушения наблюдается независимо от ориентации кристаллов при Т< Ма. Низкая пластичность кристаллов в области мартенсита напряжений связана с особенностями роста мартенситных В19' кристаллов в закаленных монокристаллах никелида титана.

4. Установленные экспериментально механизмы пластической деформации В2 фазы в [111] и [112] монокристаллах ТТ№(Ре,Мо) при растяжении и сжатии: дислокационное скольжение по системам а<100>{001} и а<100>{011} с образованием микрополос локализованного сдвига при в>5% , разориенти-рованных относительно матрицы на небольшие углы а~1°.

5. Закономерности развития деформации двойникованием при сжатии [001] кристаллов ТТ№(Ре,Мо) в области высокотемпературной В2 фазы; сверхдвойникование по плоскостям {112} и сложное двойникование по плоскостям {114}. Индуцируемое двойникованием мартенситное превращение В2-»В19'.

ВЫВОДЫ

1. Впервые при деформации растяжением в высокотемпературной В2 фазе монокристаллов TiNi(Fe,Mo) в закаленном состоянии обнаружена сильная зависимость ткр, пластичности и характера разрушения от ориентации кристалла. Кристаллы, ориентированные вдоль направлений [111] и [Т12], имеют низкие значения ткр~120МПа, высокую пластичность и деформируются скольжением по системам а<100>{001} и а<100>{011}. Кристаллы, с ориен-тациями вблизи [001], [011] имеют высокие ткр~220МПа, ограниченную пластичность в~2-10%, деформация в них реализуется скольжением и мартенсит-ным превращением, инициируемым деформацией.

2. Показано, что сильная ориентационная зависимость ткр в В2 фазе при растяжении определяет зависимость от ориентации температуры Md и величины интервала мартенситных превращений под нагрузкой ЛТСТ. В кристаллах "жестких" ориентаций, с высокими прочностными свойствами стадия мартенсита напряжений растягивается до более высоких температур по сравнению с мягкими кристаллами, а температура Md на 100-150К выше.

3. В отличие от других В2 интерметаллидов (NiAl, CuZn) в [001] кристаллах TiNi обнаружен новый тип асимметрии критических скалывающих напряжений хкрраст>ткрсж', обусловленный зависимостью действующих механизмов деформации от способа нагружения - при растяжении предел текучести контролируется дислокационным скольжением, а при сжатии механическим двойникованием. В "мягких" кристаллах, в которых деформация легко реализуется дислокационным скольжением при растяжении и сжатии, асимметрии не наблюдается.

4. Высокая пластичность [111] и [112] кристаллов связана с развитием деформации путем скольжения а<100>{011}, а<100>{001} преимущественно в одной системе с образованием микрополос локализованного сдвига. Действие нескольких систем скольжения в ориентации [111] приводит к росту коэффи

-тциентов деформационного упрочнения 0 и уменьшению пластичности 5 до ~ 20%. Другими факторами, снижающими пластичность мягких кристаллов, являются легирование сплавов азотом и старение с выделением дисперсных частиц Ti3Ni4, которые препятствуют движению дислокаций и упрочняют матрицу.

5. Впервые показано, что при сжатии в В2 фазе деформация [001] кристаллов осуществляется в следующей последовательности - вначале деформация происходит сверхдвойникованием по плоскостям {112} и сложным двойнико-ванием по плоскостям {114}; локализация двойниковой деформации в макрополосах и высокий уровень локальных внутренних напряжений в голове растущих двойников приводят к развитию strain-induced мартенситного превращения; дислокационное скольжение а<100>{001} и а<100>{011} возникает как релаксационный процесс, обусловленный высокой концентрацией напряжений от двойниковых и мартенситных пластин.

6. Показано, что все кристаллы TiNi(Fe,Mo) при T<Md испытывают вязко-хрупкий переход. Причиной вязко-хрупкого перехода является смена механизма деформации при T<Md от дислокационного скольжения к мартенситу напряжений В19', который в закаленных монокристаллах TiNi(Fe,Mo) имеет свои особенности - достигает больших размеров, создает высокие внутренние напряжения и приводит к хрупкому разрушению.

7. Деформация крупнозернистых (d=190MKM) литых поликристаллов TiNi(Fe,Mo) в В2 фазе контролируется деформацией зерен с "хрупкими" ори-ентациями, параллельными оси растяжения. При T<Md крупнозернистые поликристаллы никелида титана испытывают вязко-хрупкий, подобно монокристаллам, в отличие от поликристаллов TiNi(Fe,Mo) с мелким (d=3 Омкм) зерном.

8. Установлено, что при прокатке монокристаллов до больших степеней деформации в структуре деформированного материала образуются микропо

- тлосы локализованного сдвига, области материала в которых разориентирова-ны относительно матрицы на большие углы а~55° . Релаксация напряжений внутри полос происходит за счет дислокационного скольжения, двойникова-ния и strain-induced мартенситного превращения. Поликристалл, полученный путем отжига такой структуры, обладает "мягкой" текстурой, более высокой пластичностью и большими величинами ЭПФ, чем бликие по составу покри-сталлы TiNi(Fe,Mo), полученные традиционными способами.

-м

1. Гюнтер В.Э., Котенко В.В., Миргазов М.З., Поленичкин В.К. Витюгов И.А., Итин В.И., Зиганыпин Р.В., Темирханов Ф.Т. Сплавы с памятью формы в медицине.Томск: Томский госуниверситет, 1986.-205 с.

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

3. Ооцука К, Симидзу К, Судзуки Ю., Сэкигути Ю., Тадаки Ц., Хомма Т., Миядзака С. Сплавы с эффектом памяти формы. Пер. с яп. М.: Металлургия, 1990.-224 с.

4. Медицинские материалы и имплантаты с памятью формы. Сб. трудов под ред. Медведева М.А. Томск: Томский госуниверситет, 1998. 487 с.

5. Пушин В.Г., Кондратьев В.В., Хачин В.Н. Предмартенситные явления и мартенситные превращения. Екатеринбург, 1998. 368 с.

6. Goo Е., Duerig N., Melton К., Sinclair R. Mechanical twinning in Ti50Ni47Fe3 and Ti49Ni51 alloys. // Acta met. -1985. -V.33, N9. -P.1725-1733.

7. Moberly W.J., Proft J.L., Duerig T.W., Sinclair R. Deformation twinning and thermo-mechanical strengthening of Ti50Ni47Fe3. // Acta met. mater. -1990. -V.38, N12. -P. 2601-2612.

8. Глезер A.M. , Молотилов Б. В. Упорядочение и деформация сплавов железа. М.: Металлургия, 1984. 166с.

9. Попов JI. Е., Конева Н.А., Терешко И.В. Деформационное упрочнение упорядоченных сплавов. М.: Металлургия, 1979. 255с.

10. Попов JI.E., Козлов Э.В. Механические свойства упорядоченных твердых растворов. М.: Металлургия, 1970. 217с.

11. Столофф H.C., Дэвис Р.Г. Механические свойства упорядовающихся Сплавов. М.: Металлургия, 1969. 102с.

12. Foreman A.J.E. Dislocation energies in anisotropic crystals. // Acta met. -1955. -V.3. -P.322-330.

13. Aindow M., Parthasarath and Fraser H.L. On the shape of edge dislocation loops in p- NiAl. // Phil. Mag. 1990. -V.62, N5. P.317-322

14. Fraser H.L., Smalmann R.E., Loretto M.H. The plastic deformation of NiAl single crystals between 300K and 1050K. // Phil. Mag. 1973. -V.28, N3. -P. 651665.

15. Doliar M., Dymek S., Hwang S J., Nash P. The occurence of <110> slip in NiAl. // Scripta met. mater. 1992. -V.26. -P.29-34.

16. Miracle D.B. Deformation in NiAl bicrystals. // Acta met. mater. 1991. -V.39, N7.-P. 1457-1468.

17. Loyd C.H., Loretto M.H. Dislocations in extruded p'- NiAl. // Phys. stat. sol. 1970. -V.39. -P. 163-170.

18. Loretto M.H., Wasilewski R.J. Slip systems in NiAl single crystals at 300K and 77K.//Phil. Mag. -1971. -V.23. -P.1311-1328.

19. Ball A., Smallmann R.E. The operative slip system and general plasticity of NiAl II. // Acta met. -1966. -V.14. -P.1517-1526.

20. Field R.D., Lahrman D.R., Darolla R. Slip systems in <001> oriented NiAl single crystals. // Acta met. mater. -1991. V.39, N12. -P.2951-2959.

21. Fu C.Z., Yoo M.H. Deformation behavior of B2 type aluminides FeAl and NiAl. // Acta met. Mater. -1992. -V.40, N4. -P.703-711.

22. Takasugi Т., Kishino J., Hanada S. Stress asymmetry of stoichiometric NiAl single crystals. // Acta met. Mater. -1993. -V.41, N4. -P. 1021-1031.-w

23. Murakami K., Umakoshi Y. , Jamaguchi M. Orientation and temperature dependence of slip in AgMg single crystals. // Phil. Mag. A. -1978. -V.37, N6. -P.719-730.

24. Yamaguchi M., Umakoshi Y. The deformation of AgMg crystals at high temperatures. // Phil.Mag. A. -1979. -V.39,N1. -P.33-40.

25. Munroe P.R., Baker J. Observation <001> dislocations and a mechanism for transgranular fracture on {001} in FeAl. // Acta met. Mater. -1991. -V.39, N 5. -P. 1011-1017.

26. Umakoshi Y. , Jamaguchi M. Deformation of FeAl single crystals at high temperatures. // Phil. Mag. -1980. -V.41, N4. -P.573-588.

27. Mendiratta M.G., Law C.C. Dislocation energies and mobilities in B2-ordered Fe-Al alloys. // J. Mater. Sci. -1987. -V.22. -P.607-614.

28. Madan G., Mendiratta M.G., Hak-Min Kim, Harry A. Zipsitt. Slip directions in B2 Fe-Al alloys. // Metal trans. -1984. -V.15 A. -P.395-399.

29. Crimp M.A., Vedula K. Room-temperature deformation of single B2 Fe-Al alloys: the effect of stoichiometry and cooling rate. // Phil. Mag. A. -1991. -V.63, N 3. -P.559-570.

30. Prakash U., Buclly R., Howard Jones, Sellars C.M. Structures and properties of ordered intermetallics based on the Fe-Al system. // ISI J. international. -1991. -V.31,N10. -P.l 113-1126.

31. Saka H., Zhu J.M. Low energy configuration of a superlattice dislocation and the strenght anomaly in p-brass. // Mater, scien. eng. -1989. -V. A 113. -P.305-313.

32. Nohara A., Izumi M., Saka H., Imura T. Plastic deformation behavior of (3- CuZn single crystals at the low and high temperatures. // Phys. stat. sol.(a). -1984. -V.82. -P.163-170.

33. Saka H., Kowase M. Dislocation structures of CuZn deformed in compression between 25 and 300° C. // Phil. Mag. A. -1984. -V.49, N4. -P.525-5533.

34. Ito Т., Nakayama Y. Study of the microplastic deformation of (3- CuZn single crystals. // Scripta met. -1986. -V.20. -P.l 141-1145.

35. Saka H., Zhu J.M., Kowase M., Nohara A., Imura T. The anomalous strength peak and the transition of slip direction in p- CuZn. // Phil. mag. A. -1985. -V.51, N 3. -P.365-371.

36. Schulson E.M., Teghtsoonian E. Slip geometry in the body centred cubic compound P'-AuZn. //Phil. mag. -1969. -V.19, N2. -P.155-168.

37. Joo M.H., Takasugi Т., Hanada S., Isumi O. Slip modes in B2-type intermetallic alloys. // Mater, trans. JIM. -1990. -V.31, N6. -P.435-442.

38. Causey A.R., Teghtsoonian E. Tensile deformation of poly crystalline beta prime AuZn. // Metal, trans. -1970. -V.l. -P. 1177-1183.

39. Rachinger W.A., Cottrell A.H. Slip in crystals of the caesium chloride type. //Acta met. -1956. -V. 4. -P. 109-113.

40. Pasianot R., Farkas D., Savino E.J. Dislocation core structure in ordered intermetallic alloys. //J.Phys. III. -1991. -V.l. -P.997-1014.

41. Mills M.J., Miracle D.B. The structure of a<001> and a<110> dislocation cores in NiAl. // Acta met. mater. 1993. -V.41, N1. -P.85-95.

42. Munroe P.R., Baker Y. // Scripta met. -1989. -V.23. -P.495-503.

43. Miracle D.B. The physical and mechanical properties of NiAl. // Acta met. mater. -1993. -V.41, N3. -P.649-684.

44. Yones Y.P., Hutchinson W.B. Stress-state dependence of slip in titanium-6A1-4V and other h.c.p. metals. // Acta met. -1981. -V.29. -P.951-969.

45. Christian J.W. Some surprising features of the plastic deformation of body-centred cubic metals and alloys. // Met. trans. -1983. -V.14 A, N7. -P.1237-1256.

46. Трефилов В.И., Мильман Ю.В., Фирстов С.А. Физические основы прочности тугоплавких металлов. Киев: Наукова думка, 1975. 315 с.

47. Head А.К. Unstable dislocations in anisotropic crystals. // Phys. stat. sol. -1967.-V.19. -P.185-192.-ZOO

48. Эшелби Дж. Континуальная теория дислокаций. М.: Изд. иностранной литературы. -1963. 247 с.

49. Классен-Неклюдова М.В. Механическое двойникование кристаллов. М.: Металлургия, 1960. 261 с.

50. Келли А., Гровс Г. Кристаллография и дефекты в кристаллах. М.: Мир, 1974. -496с.

51. Cahn J.W. Thermodynamic and structural changes in deformation twinning of alloys. // Acta met. -1977. -V.25. -P.1021-1026.

52. Laves F. What is a twin and what is a "twin". // Acta met. -1966. -V.14.1. P.58.

53. Laves F. Uber den einfluB von ordnung and unordnung auf mechaniche zwillingsbildung. // Die naturwissenschaften. -1952. -V.39, N23. -P.546.

54. Yoo M.H. Deformation twinning in superlattices. // J. mater, res. -1989. -V.4, N1. -P.50-54.

55. Otsuka K., Shimizu K. Stress-induced martensitic transformations and martensite-to- martensite transformations. Proc. int. conf. on solid-solid phase transformations. // Pittsburg. -1982. -P. 1267-1286.

56. Kelly P.M. Martensitic transformations in ceramics. Proc. ICOMAT-1989, // Trans, tech. publications, Switzerland. -1990. -P.335-346.

57. Marcinkowski M.J. Order-disoder transformations in alloys. Ed. // Warlimont H., Berlin-Heidelberg-N-Y. -1974. -P.364-403.

58. Sheng-Ti Fong, Marcinkowski M.J., Sadananda K. Effect of atomic order on slip, twinning and crack formation in FeCo at 4.2 K. // Acta met. -1973. -V.21, N 6. -P. 799-806.

59. Cahn R.W., Coll J.A. Twinning in iron-aluminum alloys. // Acta met. -1961. -V.9. -P.138-148.

60. Cahn J.W. Termodynamic and structural changes in deformation twinning of alloys. // Acta met. -1977. -V.25. -P.1021-1026.

61. Bevis M., Crocker A.G. Twinning shears in lattices. // Proc. roy. soc. A. -1968. -V.304. -P.123-134.

62. Bevis M., Crocker A.G. Twinning modes in lattices. // Proc. roy. soc. Lond. A. -1969. -V.313. -P.509-529.

63. Christian J.W., Laughlin D.E. Twinning in derivative structures of BCC and FCC. // Scripta met. -1987. -V.21. -P. 1131-1135.

64. Goo E. Deformation twinning modes for the B2 structure. // Scripta met. -1988. -V.22. -P. 1079-1084.

65. Moberly W.J. Mechanical twinning and twinless martensite in ternary Ti50Ni50.xMx intermetallics. UMI Dissertation Services, № 9205888, Stanford university.-1991.-P.329.

66. Moberly W.J., Duerig T.W., Proft J.L., Sinclair R. Mechanical twinning and plasticity in Ti-Ni-Fe(3%). Proc. ICOMAT- 1989, // Trans, tech. publications, Switzerland. -1990. -P. 759-764.

67. Bilby B.A., Crocker A.G. The theory of the crystallography of deformation twinning. // Proc. roy. soc. Lond. A. -1985. -P.240-255.

68. Acton A.F., Bevis M., Crocker A.G., Poss N.D. Transformation strains in lattices. // Proc. roy. soc. Lond. A. 1970. -V.320. -P. 101-113.

69. Arunachalam V.S., Sarget C.M. Twinning in cubic superlattices. // Scripta met. -1971. -V.5. -P.949-954.

70. Paxton A.T. The impossibility of pseudotwinning in B2 alloys. // Acta met. mater. -1995. -V.43, N 5. -P.2133-2136.

71. Boiling G.F., Richman R.H. // Acta met. -1979. -V.27. -P.1523

72. Moberly W.J. Trasmission electron microscopy of the interaction of dislocations and mechanical twinning during subgrain formation in TiNiFe. // Ultramicroscopy. -1989. -V.30. -P.395-401.

73. Umakoshi J., Jamaguchi M., Namba J., Murakami J. The effect of crystal orientation on the strength anomaly in p-CuZn at around 200°C. // Acta met. -1976. -V.24, N 1. -P.89-93 .-zoz

74. Zhu J.M., Saka H. // Phil. Mag. A. -1986. -V.54. -P.783-791.

75. Nohara A., Imura T. Dislocation behaviour and the anomalous yild-stress peak in (3-brass single crystal. // Phys. stat. sol. (a). -1985. -V.91. -P.559-567.

76. Saka H., Zhu J.M. Climb dissociation <111> superdislocations in P-CuZn. // Phil. Mag. -1985. -V.51, N 4. -P.629-637.

77. Umakoshi J., Jamaguchi M. The strength anomaly in (3-CuZn. // Scripta met. -1977. -V.ll.-P.909-913.

78. Brown N. Strength of metals and alloys. // Phil. Mag. -1959. -V.4. -P. 185190.

79. Takasugi Т., Isumi O. Deformation of CoTi polycrystals. // J. of mater, sci. 1988.-V.23.-P.1265-1273.

80. Takasugi T.,Tsurisaki Т., Isumi O., Ono.S. Plastic flow of B2-type CoTi single crystals. // Phil. Mag. -1990. -V.61, N5. -P.785-800.

81. Ball A., Smallman R.E. The deformation properties and electron microscopy studies of the intermetallic compound NiAl. // Acta met. -1966. V.14. -P. 1349-1355.

82. Pascoe R.T., Newey C.W.A. Deformation modes of the intermediate phase NiAl. // Phys. stat. sol. -1968. -V.29. -P.357-366.

83. Fraser H.L., Loretto M.H., Smalmann R.E. П. The mechanism of kinking and uniform deformation. // Phyl. Mag. -1973. -V.28, N3. -P.667-677.

84. Takasugi Т., Kishino J., Hanada S. Anomalous elongation behavior of stoichiometric NiAl single crystals at the intermediate temperatures. // Acta met. mater. -1993. -V.41, N4. -P.1009-1020.

85. Noebe R.D., Bowmen R.R., Nathal M.V. Phisical and mechanical properties of the B2 compound NiAl. // Inter, mater, rev. -1993. -V.38, N 4. -P. 193232.

86. Эффекты памяти формы и их применение в медицине. Сб. трудов под редакцией Монасевича JI.A. Новосибирск: Наука, 1992. 741 с.

87. Лотков А.И., Гришков В.Н. Никелид титана. Кристаллическая структура и фазовые превращения. // Изв. ВУЗов. Физика. -1985. № 5. С.68-87.

88. Duntovich D.P., Purdy G.R. Phase transition in TiNi. // Canad. Met. Quart. 1965.-V.4,N2. -P. 129-143.

89. Ройтбурд A. JI. Современное состояние теории мартенситных превращений. Несовершенство кристаллического строения и мартенситные превращения. М.: Наука, 1972. С.7-33.

90. Michal G.M., Sinclair R. The structure of TiNi martensite. // Acta crystallogr. 1981. -V. B37,N10. -P.1803-1807.

91. Муслов C.A., Хачин B.H., Сивоха В.П., Пушин В.Г. Предмартенситные аномалии упругих свойств и внутреннее трение в моно- и поликристаллах TiNi. Металлофизика, 1987. Т.9, N1. - С. 29-32.

92. Лотков А.И., Гришков В.Н. Влияние структурного состояния аустенита на мартенситные превращения в Ti49Ni51. Низкотемпературное старение. // ФММ. -1990. N 7. -С. 88-94.

93. Saburi Т., Nenno S. Shape memory effect and pseudoelasticity. // Proc. Int.Con. on solid-solid phase trasformation, Pittsburgh. 1981. -P. 1455-1463.

94. Otsuka K., Wayman C.M., Nakai K., Sakamoto H., Shimizu K. Crystallography of martensitic transformation. // Acta met. 1976. -V.24. -P.207-215.

95. Miyasaki S, Kimura S., Otsuka K., Suzuki Y. The habit plane and transformation strains associated with the martensitic transformation in Ti-Ni single crystals. // Scripta met. 1984. -V.l8. -P.883-888.

96. Takei F., Miura F., Miyasaki S, Kimura S., Otsuka K., Suzuki Y. Stress-induced martencitic trasformation in Ti-Ni single crystal.// Scripta met. -1983. -V.17, N8. -P.987-992.-Z04

97. Matsumoto О., Miyasaki S, Otsuka K., Tamura H. Crystallography of martensitic transformation in Ti-Ni single crystals. // Acta met. -1987. -V.35, N8. -P.2137-2144.

98. Miyasaki S, Otsuka K., Wayman C.M. The shape memory mechanism associated with martensitic transformation in TiNi alloys. I. Self-accomodation. // Acta met. -1989. -V.37,N7. -P.1873-2884.

99. Miyasaki S, Otsuka K., Wayman C.M. The shape memory mechanism associated with martensitic transformation in TiNi alloys. II. Variant coalescence and shape recovery. // Acta met. -1989. -V.37, N7. -P. 1885-1890.

100. Miyasaki S, Kimura S., Takei F., Miura Т., Otsuka K., Suzuki Y. Shape memory effect and pseudoelasticity in a Ti-Ni single crystal. // Scripta met. -1983. -V. 17 -P.1057-1066.

101. Otsuka K., Wayman C.M. Pseudoelasticity and stress-induced martensitic transformations. // Reviews on the deformation behavior of materials. -1977. -V.2, N 2. -P.81-172.

102. Хачин B.H. Мартенситная неупругость B2 соединений титана. Дис. док. физ.-мат. наук. Томск, 1987. 278 с.

103. Соловьев Л.А., Хачин В.Н., Лазутин Н. Н. А.с. 492691 СССР. МКИ3 F16F 1/36. Цельнометаллический упруго демпфирующий элемент. № 1779673/11-1, заявл. 17.04.72; Опубл. 30.01.76, Бюл. №4.

104. Nakanishi N. Superelastisity and shape memory effect in Cu-Sn alloys. // Shape met. eff. alloys. N.Y.: Plenum press. 1975. -P.389-405.

105. Хандрос Л.Г., Арбузова И.А. Мартенситное превращение, эффект памяти формы и сверхупругость. Металлы, электроны, решетка. Киев: Наукова думка, 1975. С. 109-113.

106. Miyasaki S, Ohmi J., Otsuka К., Suzuki J. Characteristic of deformation and transformation pseudoelasticity in Ti-Ni alloys. // J. de phys. C4. -1982. -V.43. -P.225-236.-ж

107. Saburi Т. Ti-Ni shape memory alloys. In book Otsuka K., Wayman C.M. Shape memory materials. // Cambridge university press. -1998. -P.284.

108. Miyasaki S, Kohiyama Y., Otsuka K., Duerig T.W. Effects of several factors on the ductility of the Ti-Ni alloy. // Mater, scien. 1990. -V.56-58. -P.765-770.

109. Гюнтер В.Э., Хачин B.H., Сивоха В.П., Дударев Е.Ф. Пластичность никелида титана. // ФММ. 1979. - Т.47, № 4. - С. 893-896.

110. Moine P., Michal G.M., Sinclair R. A morphlogical study of "premartensitic" effects in TiNi. // Acta met. 1982. -V.30, N1. - P. 109-123.

111. Hwang C.M., Meichle M., Salamon M.B., Wayman C.M. Trasformation of Ti50Ni47Fe3 alloy. Premartensitic phenomena and the incommensurate phase. // Phil. Mag. A. 1983. -V.47, N1. -P.9-30.

112. Лотков А.И., Анохин C.B. Исследование предмартенситного состояния в сплавах Ti(Ni,Fe) методом ядерного гаммарезонанса. ФММ. -1986.-T.61,N 6. С. 1230-1232.

113. Miyasaki S, Otsuka К. Mechanical behavior associated with the premartensitic rhombohedrel- phase transition in Ti50Ni47Fe3 alloy. // Phil. Mag. A.1984.-V.50,N3.-P. 393-408.

114. Пушин В.Г., Кондратьев B.B., Хачин B.B. Предпереходные явления и мартенситные превращения в сплавах на основе никелида титана. Физика.1985.-№5.С.5-20.

115. Пушин В.Г., Хачин В.В., Кондратьев В.В., Муслов С.А., Павлова С.П., Юрченко Л.И. Структура и свойства В2 соединений титана. I. Предмартенситные явления. ФММ. 1988. -Т.66, вып. 2. С. 350-358.

116. Кондратьев В.В., Муслов С.А., Пушин В.Г., Хачин В.В. Структура и свойства В2 соединений титана. И. Предмартенситная неустойчивость ОЦК (В2)-решетки. // ФММ. 1988. -Т.66, вып. 2. С. 359-402.

117. Лотков А.И., Фадин В.А., Гришков В.Н. Эффекты памяти формы и сверхупругости. Препринт ИМФ, 9.80. Киев, 1980. 52 с.-206120. Косевич А.Н., Бойко B.C. Дислокационная теория упругого двойникования. УФН. 1971. -Т. 104, вып.2. С. 201-254.

118. Малеткина Т.Ю. Влияние деформации на мартенситнын превращения и эффект памяти формы в сплавах на основе никелида титана. Автореф. дис. кан. физ.- мат. наук. Томск, 1999. 18с.

119. Nishida М., Wayman С.М., Honma Т. Precipitation processes in hear-equiatomic TiNi shape memory alloys. // Met. trans. A. 1986. -V.17A, N9. -P.l 505-1515.

120. Xie C.Y., Zhao L.C., Zei T.C. Effect of Ti3Ni4 precipitates on the phase transitions in an aged Ti-51.8 at.%Ni shape memory alloy. // Scripta met. mater. -1990. -V.24. -P.1753-1758.

121. Li D.Y., Chen Z.Q. Selective variant growth of coherent TiuNi14 precipitate in a TiNi alloy under applied stresses. // Acta met. 1997. -V.45, N2. -P.471-479.

122. Утевский Л.М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. М.: Металлургия, 1973. 358 с.

123. Томас Г., Гориндж М.Дж. Просвечивающая электронная микроскопия материалов. М.: Наука, 1983. 317 с.

124. Иванова Л.Ю. Закономерности структурных и фазовых превращений и свойства сплавов на основе никелида титана с B2<=>R и B2<^>R<^>B19' термоупругими мартенситными превращениями. Автореф. канд. дис. Екатеринбург, 1995. 23 с.

125. Lotkov A.I., Dubinin S.F., Teplouchov S.G., Grishkov V.N.,Scorobogatov V.P. Premartensitic phenomena in Ti49Ni5. single crystal. // Journal de physique IV. 1995. -V.5. -P.C8.551-555.

126. Пушин В.Г., Хачин В.Н., Юрченко Л.И., Муслов С.А. Иванова Л.Ю., Соколова А.Ю. Микроструктура и физические свойства сплавов системы Ti50Ni50xFex с эффектами памяти формы. II. Упругие свойства. // ФММ. 1995. -Т.79, вып.4. -С.70-76.

127. Statija S.K., Shapiro S., Salamon M.B., Wayman C.M. Phonon softening in Ni46!8Ti50Fe3;2. // Phys. rev. B. 1984. -V.29, N11. -P.6031-6035.

128. Moine P., Allain J., Renker B. Observation of soft-phonon mode and a pre-martensitic phase in the intermetallic compounds Ti50Ni47Fe3, studied by inelastic neutron scattering. // J. Phys. F. 1984. -V.14, N11. -P.2517-2523.

129. Муслов С.А. Предмартенситные состояния в монокристаллах сплавов TiNi-TiFe и TiNi-TiCu. // Дис. канд. физ.-мат. наук. Томск, 1987. -167с.

130. Гришков В.Н. Влияние старения на мартенситные превращения в сплавах Ti-Ni вблизи эквиатомного состава. // Дис. кан. физ.-мат. наук. -Томск. 1986. - 244 с.

131. Чумляков Ю.И., Сурикова Н.С., Коротаев А.Д. Ориентационная зависимость прочностных и пластических свойств монокристаллов никелида титана. // ФММ. 1996. -Т.81, вып. 6. -С.148-158.

132. Гюнтер В.Э., Чулков E.B. Дефекты структуры TiNi вблизи эквиатомного состава. Имплантаты с памятью формы. 1995. - N 1. -С. 5-8.

133. Скоренцев Л.Ф., Демиденко B.C. Влияние изменения электронной структуры составом на соотношение энергий высокосиммертричных фаз сплавов Ti-Ni-Mo. Имплантаты с памятью формы. 1995. -N 1. - С. 8-15.

134. Серебряков В.Г., Эстрин Э.И. О превращении аустенита в мартенсит при нагружении. // ФММ. -1991. N 8. - С. 145-148.

135. Сурикова Н.С., Чумляков Ю.И. Особенности деформации и разрушения монокристаллов никелида титана в закаленном состоянии. Мезомеханика, 2000. -Т.З, N1. С. 105-114.

136. М.Н. Yoo, S.L. Sass, C.L.Fu, M.J. Mills, D.M. Dimiduk. Deformation and fracture of intermetallics. // Acta met. 1993. -V.41, N 4. - P. 987-1002.

137. R. A. Varin, M.B.Winnicka. Plasticity of sructural intermetallic compounds. //Mater, sci. eng. -1991. -V. A137. P. 93-103.-го9

138. А. Келли. Высокопрочные материалы. М.: Мир, 1976. С. 261.

139. Хачин В.Н., Муслов С.А., Пушин В.Г., Чумляков Ю.И. Аномалии упругих свойств монокристаллов TiNi- TiFe. // ДАН СССР. -1987. -Т.285. N3. - С.606-609.

140. G.B. Olson, М. Cohen. Principles of martensitic transformations. // Front, mater, technol. 1985. - P.48-87.

141. Seetharaman V. Deformation and martensitic transformation. // Bull, mater, sci. 1984. -V.6, N 4. -P.703-716.

142. Ю.И. Чумляков, И.В. Киреева. Ориентационная зависимость эффектов памяти формы и сверхэластичности в монокристаллах Ti-30ar.%Ni-20ат.%Си. // ФММ. 1999. -Т.88. - N 3. -С. 106-112.

143. К. Gall, Н. Sehitoglu, Y.I.Chumlyakov, I.V. Kireeva. Tensioncompression asymmetry of the stress-strain respose in aged single crystal and polycrystalline TiNi. // Acta mater. 1999. -V.47, N 4. -P. 1203-1217.

144. Григорович B.K., Шефтель E.H. Дисперсионное упрочнение тугоплавких металлов. М.: Наука, 1980. 303с.

145. Wu S.K., Khachaturyan A.G., Wayman С.М. Superstructure of interstitial ordering of oxygen in TiNi alloys. // Acta met. 1988. -V.36, N8. -P. 2065-2070.

146. Michal G.M., Moine P., Sinclair R. Characterization of lattice displacement waves in premartensitic TiNi. // Acta met. 1982. -V.30, N30. -P. 125138.

147. Lin H.C., Wu S.K. Heat on martensitic transformation in an aged Ti49Ni51 alloy. // Scripta met. et mater. 1991. -V.25. -P. 1295-1298.-2W

148. Nishida M-, Wayman C.M. Electron microscopy studies of precipitation processes in near-aquiatomic TiNi shape memory alloys. // Mater, sci. eng. 1987. -V.93. -P. 191-203.

149. Wu S.K., Lin H.C. The effect of precipitation hardening on the Ms temperature in a Ti49 2Ni508 alloy. // Scripta met. et mater. 1991. -V.25. -P. 15291532.

150. Фрактография и атлас фрактограмм. Справочник. Пер. с англ. Шура Е.А. под ред. Берштейна М.Л. М.: Металлургия, 1982. 489с.

151. Сурикова Н.С., Чумляков Ю.И. Механизмы пластической деформации монокристаллов никелида титана. // ФММ. -2000. -Т.89. -N 2. -С.98-107.

152. Kato M., Mori Т., Schwartz L.H. The energetics of dislocation motion in spinodally modulated structures. //Mater. Sci. a. Eng. -1987. -V.51. -P.25-29.

153. Kato M. Hardening by spinodally modulated structure in b.c.c. alloys. // Acta met. -1980. -V.28. -N3. -P.79-87.

154. Nathanson P.D.K., Jackson P.J., Spalding D.R. Secondary slip in neutron irradiated crystas. // Acta met. 1980. -V.28. -N.7. -P.823-832.

155. De Lange O.L., Jackson P.J., Nathanson P.D.K. Stress and secondary slip between overlapping groups of dislocation. // Acta met. -1983. -V.28. N7. - P.833-839.

156. Jackson P.J. The formation of microbands by cross-slip. // Scripta met. -1983.-V.17. -N.ll.-P. 199-202.

157. Jackson P.J., De Lange O.L., Young C.Y. Cross-slip and the stresses of prismatic dislocations. // Acta met. 1982. -V. 30. - N.2. - P.483-490.

158. Jackson P.J., Kulmann-Wilsdorf D. Low energy dislocation cell structures produced by cross-slip. // Scripta met. -1982. V.16. - N.l. - P. 105-107.

159. Jackson P.J. Plastic relaxation of internal stresses in a dislocation microstructure. // Acta met. 1985. - N3. - P.449-454.-244171. Филиппов М.А., Литвинов И.С., Немировский Ю.Р. Стали с метастабильным аустенитом. М.: Металлургия, 1988. 257с.

160. Гуляев А.П. Сверхпластичность стали. М.: Металлургия, 1982. -156с.

161. Тихонов А.С. Эффект сверхпластичности металлов и сплавов. М.: Наука, 1978. 140с.

162. Монасевич Л.А., Паскаль Ю.И., Приб В.Э., Тимонин Г.Д., Чернов Д.Б. Влияние текстуры на эффект памяти формы никелида титана. // Металловедение и термическая обработка металлов. -1979. N.9. - С.62-63.

163. Перлович Ю.А., Фесенко В.А., Чумляков Ю.И. Развитие текстуры при прокатке монокристаллов титан-никель и механизмы их пластической деформации. // ФММ. -1991. N. 11. - С. 161 -172.

164. Shu Y.C., Bhattacharya К. The influence of texture on the shape memory effect in poly crystals. // Acta met. -1998. V.46. -N.15. - P.5457-5473.