Закономерности фазовых переходов в сплавах TiNi-TiMe и CuPd с B2 сверхструктурой тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

Введение

1.ктурные исследования особенностей поведения кристаллической решетки в деформированных сплавах Ti-Ni-Me в области фазовых переходов.

1.1. Кристаллогеометрические модели перестройки кристаллической решетки при переходах В2-В19'(В19) и B2-R. Ориентационные соотношения между фазами в сплавах на основе TiNi.

1.2. Струюурные состояния в сплавах системы TiNi - TiPd.

1.3. Деформационное воздействие на мартенситное превращение в сплаве

Ti49Ni47.5Pd3.5.

1.3.1. Структурные изменения при мартенситных превращениях в недеформиро-ванном сплаве.

1.3.2. Влияние пластической деформации на мартенситное превращение

1.4. Влияние деформации на структурно-фазовый состав в сплаве Ti49Ni43.5Pd7.

1.4.1. Особенности структурных изменений в низкотемпературной области в недеформированном сплаве.

1.4.2. Струюурно-фазовые изменения в результате действия пластической деформации.:.

1.5. Влияние деформации на мартенситные превращения в сплаве Ti48.9Ni35.4Pd15.7.

1.5.1. Струюурные изменения при мартенситных превращениях в недеформированном сплаве Ti48.9Ni35.4Pdi5.7.

1.5.2. Деформационное воздействие на мартенситное превращение в сплаве

Ti48.9Ni35.4Pdi5.7.

1.6. Мартенситное превращение в сплаве Ti49Nii5Pd36.

1.6.1. Особенности изменений кристаллической структуры в области мартенситного перехода.

1.6.2. Тепловые эффекты в области мартенситного перехода.

Модель гетерофазных флуктуаций.

1.7. Закономерности влияния пластической деформации на параметры кристаллической структуры фазы В19'в сплавах системы Ti-Ni-Pd.

1.8. Модель "жестких" шаров и особенности структурных изменений в сплавах системы Ti-Ni-Pd.

1.8.1. Сплав Ti49Ni47.5Pd3.5.

1.8.2. Сплав Ti49Ni43.5Pd7.5.

1.8.3. Сплав Ti4g.9Ni35.4Pd15.7.

1.8.4. Сплав Ti49.9Nii5Pd36.

1.9. Структурные состояния в сплавах системы TiNi-TiRh. Ill

1.10. Особенности внешнеэнергетического воздействия на мартенситные превращения в сплаве Ti5oNi48Rli2.

1.11. Мартенситные переходы в сплаве Ti50Ni46Rh4.

1.12. Мартенситные переходы в сплаве Ti50Ni44Rh6.

1.13. Структурные состояния в сплавах системы TiNi(Fe).

1.14. Закономерности в изменении параметров кристаллической структуры в области мартенситных превращений в сплаве Ti5oNi47Fe3.

1.15. Влияние деформационного воздействия на кристаллическую структуру и эволюцию дислокационной структуры в сплаве Ti5oNi47Fe3.

1.16. Влияние пластической деформации на мартенситные переходы в сплаве Ti5oNi47Fe3.

1.17. Угол ромбоэдричности как параметр перехода при фазовом превращении B2-R в сплавах на основе никелида титана.

1.18. Дисторсионные искажения при переходе B2-R в сплавах на основе никелида титана.

1.19. Структурные состояния в сплавах системы TiNi(Cu).

1.20. Особенности поведения параметров кристаллической структуры в области фазовых переходов в сплавах системы TiNi-TiCu.

1.21. Влияние термомеханической обработки на кристаллическую структуру и мартенситные переходы в сплаве Ti5oNi45Cu5.

Выводы по главе 1.

2. Кристаллохимические факторы и особенности фазовых переходов в сплавах на основе никелида титана.

2.1. Размерный и электронный факторы, параметры кристаллической структуры и последовательность превращений в тройных сплавах TiNi-TiMe.

2.1.1. Размерный и объемные факторы.

2.1.2. Электронная концентрация и электронная конфигурация.

2.2. Влияние электронной концентрации и размерного фактора на стабилизацию В2-соединений титана.

2.2.1. Системы TiNi-TiMe.

2.2.2. Системы TiPd-TiMe.

2.3. Роль размерного и электронного факторов и область существования R-фазы.

2.4. Особенности электронных спектров и диаграммы мартенситных превращений в сплавах на основе TiNi.

2.5. Особенности гистерезиса превращения в сплавах на основе TiNi.

2.6. Диаграммы мартенситных превращений в сплавах на основе TiNi и особенности поведения параметров элементарных ячеек в фазах В2, R, В19 и В19'

2.6.1. Связь двухатомной модели расширения твердого тела с поведением коэффициентов теплового расширения.

2.6.2. Диаграммы МП и температурные зависимости параметров элементарных ячеек мартенситных фаз В19 и В19'.

2.6.3. Диаграммы МП и коэффициенты термического расширения в мартенситных фазах В19 и В19'.

2.6.4. Особенности поведения коэффициентов термического расширения в мартенситных фазах в деформированных сплавах на основе никелида титана.

2.7. Размерный фактор, скорость изменения фазового состава и особенности изменения атомного объема при мартенситных превращениях.

Выводы по главе 2.

3. Влияние напряжений, деформации, облучения гамма-квантами и пористости на мартенситные превращения в сплавах на основе никелиде титана.

3.1. Особенности в поведении параметров кристаллической структуры в области мартенситного превращения в никелиде титана.

3.2. Влияние деформационного воздействия на структурно-фазовое состояние сплава на основе TiNi.

3.2.1. Мартенситные превращения в недеформированном сплаве на основе TiNi(Mo).

3.2.2. Мартенситные превращения, иницированные деформацией в разных температурных областях.\.

3.2.3. Влияние предварительной деформации и температуры деформации на мартенситные превращения в сплаве на основе TiNi(Mo).

3.2.4. Влияние предварительной деформации на коэффициент термического расширения фазы В2 в предмартенситной области.

3.3. Модификация структурных состояний в условиях интенсивного внешнего воздействия в никелиде титана.

3.4. Воздействие облучения у-квантами на МП в сплавах на основе TiNi.

3.5. Фазовые превращения в пористых сплавах на основе TiNi.

3.5.1. Особенности структурно-фазового состояния в пористых сплавах

3.5.2. Особенности изменения физико-механических свойств в области МП.

Выводы по главе 3.

4. Фазовые переходы и влияние пластической деформации на переходы в сплавах CuPd.

4.1. Структурные состояния в сплавах системы Cu-Pd в области 40 ат.%Рё

4.1.1. Особенности структурно-фазовых состояний системы Cu-Pd.

4.1.2. Термодинамические свойства сплавов в системе Cu-Pd.

4.1.3. Физические свойства сплавов в системе Cu-Pd.

4.1.4. Кристаллогеометрические модели перестройки кристаллической решетки при переходе А2оА1 (ОЦК-ГЦК).

4.1.5. Экспериментально наблюдаемые ориентационные соотношения между фазами при структурных превращениях В2-А1 в CuPd сплавах.

4.1.6. Фазовая диаграмма в сплавах CuPd в области 40 aT.%Pd.

4.1.7. Структура сплава в зависимости от режимов термообработки.

4.1.8. Однофазное упорядоченное состояние сплава со структурой В

4.1.9. Неоднородное упорядоченное состояние сплава CuPd.

4.1.10. Двухфазное состояние сплава (А1+В2).

4.1.11. Структура деформированного сплава CuPd.

4.2. Фазовые переходы порядок-беспорядок и структурные переходы ОЦК-ГЦК в сплавах CuPd при изменении температуры.

4.2.1. Фазовый переход порядок-беспорядок и структурный переход

В2-А1.

4.2.2. Тепловые эффекты превращений в сплаве CuPd.:.

4.2.3. Структурный переход А1-В2 и фазовый переход беспорядок- порядок.

4.2.4. Фазовый переход беспорядок-порядок и структурный переход Ai3aK-»B2.

4.3. Фазовые переходы порядок-беспорядок и структурные переходы ОЦК-ГЦК в сплавах CuPd под действием пластической деформации.

4.4. Особенности поведения тонких параметров кристаллической решетки в сплавах CuPd в предпереходных областях.

4.4.1. Переход В2-»А1 в сплаве Cu-39,5 aT.%Pd.

4.4.2. Переход А1-» В2 в сплаве Си-39,5 ат.%Рё.

4.4.3. Переход А1зак-»В2.

4.4.4. Состояние кристаллической решетки перед переходом А1зак=>В

4.4.5. Анизотропия атомных смещений.

4.4.6. Смещения атомов в упорядоченной фазе В2 в двухфазной области

4.4.7. Среднеквадратичные смещения атомов при деформационном фазовом переходе В2-А

4.4.8. Степень заполнения пространства в структурах В2 и А1.

4.5. Особенности рассеяния рентгеновских лучей в двухфазной области А1+В2.

4.6. Проявление эффектов ангармонизма колебаний атомов в кристаллической решетке при фазовых переходах в сплавах CuPd.

4.7. Кинетические процессы при фазовых переходах.

4.7.1. Кинетика превращения (А1+В2)-»А1.

4.7.2. Кинетические процессы при ФП В2-А1.

4.7.3. Изменение структуры сплава в после деформационного отжига

4.8. Анализ данных об энергии активации диффузионных процессов в сплавах CuPd.

4.9. Взаимосвязь фазовых и внутрифазовых переходов в сплавах Cu-Pd.

Список сокращений

- антифазные границы

- антифазные домены

- аморфные металлические сплавы

- акустическая эмиссия

- ближний порядок смещений

- гранецентрированная кубическая решетка

- гексагональная плотноупакованная решетка

- длиннопериодическая структура

- диффузное рассеяние

- дифференциально-термический анализ

- дефекты упаковки

- координационное число

- мартенситное превращение

- области когерентного рассеяния

- объемоноцентрированная кубическая решетка порядок - беспорядок последовательности превращений промежуточная структура сдвига плотность электронных состояний самораспространяющийся высокотемпературный синтез структурный фазовый переход фазовый переход фазовый переход первого рода фазовый переход второго рода эффект памяти формы критическая температура ФП температура начала прямого МП (при охлаждении) температура окончания прямого МП (при охлаждении) температура начала обратного МП (при нагреве) температура конца обратного МП (при нагреве)

В настоящее время исследование металлических систем в рамках теорий, основанных на линейных методах, использование представлений равновесной и квазиравновесной термодинамики, наталкиваются на значительные трудности и прежде всего на концептуальные. Существующие подходы не в состоянии полностью отразить все особенности в окрестности фазовых переходов. Поэтому подход, основанный на использовании экспериментальных методов и полуэмпирических моделей, является в настоящее время перспективным при изучении систем, в которых область перехода растянута в пространстве внешних параметров системы (температуры, нагрузки или иных воздействий).

Среди металлов и сплавов существует достаточно широкий класс металлических систем, в которых при определенных условиях в области фазовых превращений возникают особенности, связанные с необычным поведением различных свойств. К таким системам относятся сплавы с термоупругими мартенситными превращениями (Ti-Ni, Al-Cu-Ni, Ag-Cd, Fe-Pt и др.) [1-7], упорядочивающиеся сплавы, в которых фазовый переход порядок-беспорядок сопровождается структурным фазовым переходом (Cu-Pd, Fe-Pt и др.) [10,11,12]и др. Исследованию различных свойств в этих системах посвящено достаточно большое количество работ. Основное внимание в этих работах уделено изучению именно фазовых переходов и пред-переходных явлений [1-8, 13].

В проблеме создания материалов с заданными свойствами центральное место занимают вопросы, связанные с выяснением природы фазовых превращений в металлах и сплавах. В окрестности фазового перехода твердого тела наблюдается нелинейный характер изменения свойств. Использование этих свойств является перспективным в практическом плане. Отметим, что использование сплавов на основе никелида титана, проявляющих эффекты памяти формы, находит широкое применение в медицине в виде имплантатов, различных конструкций и инструментов [3,4,5].

В начале 80-х годов были заложены физические принципы количественного изучения эволюции дислокационных подсистем, которые способствовали обнару

11 жению субструктурных превращений при пластической деформации в металлических системах [17,19,18]. Анализ измерения полей напряжений и накопления энергии позволил разделить известные последовательности субструктурных превращений на два типа - низкоэнергетические и высокоэнергетические. В случае сплавов, находящихся в неустойчивом состоянии накануне фазовых переходов (предпере-ходные состояния, предшествующие мартенситным превращениям), энергия деформации расходуется на изменение кристаллографической модификации. Следует особо отметить ситуацию со сплавами, обладающими эффектами памяти формы (ЭПФ), когда в ходе мартенситного превращения под нагрузкой происходит обратимое накопление деформации. В интерметаллидах накопление энергии при очень больших степенях деформации может привести к переходу в нанокристаллическое или аморфное состояния. Информация о том, как система откликается на деформационные воздействия, позволяет судить как о ней самой, так и о том, в какие состояния эта система может перейти. Эта информация представляется очень важной, поскольку в физическом материаловедении к подлинно фундаментальным проблемам, имеющим одновременно важное прикладное значение, могут быть отнесены три:

1) надежное прогнозирование предельного и остаточного ресурса работоспособности конструкционных материалов при заданных условиях эксплуатации;

2) разработка теоретических концепций для создания материалов с заданными свойствами;

3) практическое создание материалов с необходимым комплексом свойств для работы в известных и прогнозируемых условиях.

В настоящее время существуют различные подходы для описания и объяснения природы предпереходных явлений и структурных фазовых превращений в металлах и сплавах. Значительные достижения получены при комплексном использовании термодинамических и структурных методов при решении вопросов в теории фазовых превращений при изучении переходов от рассмотрения идеальной структуры к рассмотрению реальной структуры, содержащей дефекты [20, 21].

12

Большое внимание в литературе уделено предмартенситным (предпереход-ным) явлениям в сплавах на основе TiNi [1,5,129,181, 332]. В [1,129, 332] электронно-микроскопическими in situ методами исследовано влияние предмартенситных состояний на процессы зарождения и роста мартенситных кристаллов в сплавах на основе TiNi. Установлено, что на начальной стадии в предпереходной области образуются микрообласти (субмикродомены) размером порядка ~ 1 нм [1]. В субмик-родоменах образуются направленные атомные смещения, которые связывают с ближним порядком смещений (БПС) [1]. Внутренняя структура субмикродоменов, определяется суперпозицией коротковолновых смещений атомов в основном типа {110}<110> и {112}<111> в пределах доменов. Эта стадия проявляется при электронно-микроскопических исследованиях в появлении областей диффузного рассеяния. Показано, что дальнейшее охлаждение приводит к появлению в исходной матрице микродоменов с внутренней субструктурой. Эта структура описывается локализованными в пределах домена периодическими смещениями атомов (волнами смещений). Состояние с БПС в исходной высокотемпературной фазе переходит в локализованные промежуточные структуры сдвига (ПСС-I, ПСС-П). ПСС-I предшествует ФП B2-R, а ПСС-П: ФП В2-В19'[1].

Таким образом, особенности предмартенситного состояния позволили выделить два механизма зарождения мартенситных кристаллов. Первый механизм отнесен к гетерогенному и вызван зарождением на структурных дефектах или их комплексах (границах зерен, дислокаций, дислокационных петлях, дефектах упаковки и т.п). В основе второго механизма лежит предположение, что существующие ме-тастабильные состояния с БПС или ПСС при определенных условиях становятся лабильными и могут перейти в фазу с дальним порядком. Тогда БПС или ПСС играют роль возможных центров зарождения мартенсита. Сдвиговая перестройка структуры происходит путем самосогласованных периодических коротковолновых перетасовок в сочетании с однородной деформацией. В этом случае происходит наследование АФГ при их росте и смыкании в пределах одного кристалла. Считается [1], что этот механизм может проходить в сплавах с ФП близкими ко второму роду (с минимальными объемными изменениями и малым гистерезисом).

13

В общем случае эти два механизма зарождения и роста кристаллов мартенсита взаимосвязаны и могут как конкурировать, так и усиливать друг друга.

Следует обратить внимание на то, что в настоящее время существование предмартенситных состояний является надежно установленным фактом. Известные теории и модели в основном не противоречиво описывают предмартенситные явления в конкретных сплавах. Однако, понимание природы этого явления до конца не ясно.

В свете вышесказанного, кроме исследований в бездефектных материалах самих фазовых переходов и предпереходных явлений, представляются очень важными исследования структурных фазовых переходов в металлических системах предварительно пластически продеформированных, либо находящихся под нагрузкой. Как известно, приложенные внешние напряжения оказывают значительные влияния на структурные [7] и субструктурные превращения [371,372] в различных металлических системах. В частности, в сплавах, испытывающих термоупругие МП. Это влияние распространяется на разные этапы превращения: на предпере-ходное состояние, на стадию зародышеобразования и на стадию роста кристаллов мартенсита. В металлах и сплавах, в которых происходят МП, пластическая деформация и внешние приложенные напряжения при температурах выше Мн могут инициировать также превращения.

Следует особо отметить, что коллективные свойства дефектов, образующих дефектную подсистему, взаимодействие дефектов с растворенными атомами, кластерами, дисперсными частицами и др. в деформированных металлических системах играют все более важную роль при приближении к температуре начала ФП. Установлено, что местом появления зародышей R-фазы могут быть как дисперсные частицы второй фазы, типа Ti2Ni, так и дислокации [301]. В сплавах на основе TiNi, обладающих ярко выраженной неустойчивостью кристаллической решетки относительно волн атомных смещений [1,129] и имеющих целый набор предпереходных состояний, такие коллективные воздействия дефектов в области ФП могут проявляться самым разнообразным образом. Так в [138] установлено, что в сплавах TiNi (вблизи эквиатомного состава) высокотемпературная термомеханическая обработка

14

ВТМО) приводит к наибольшему по абсолютной величине росту обратимой деформации при сохранении ее термоциклической стабильности. В [134] показано, что растягивающие напряжения, возникающие в результате деформации, способствуют формированию мягких мод, облегчая ФП. Сжимающие напряжения оказывают противоположное действие. До настоящего времени в литературе не уделялось достаточного внимания структурным исследованиям, посвященным изучению влиянию предварительной термомеханической обработки на ФП в сплавах на основе TiNi [132,142,143]. К этому классу можно отнести работы, в которых рассматривают вопрос о том, как простые дефекты (дислокации, АФГ, дефекты упаковки, точечные дефекты и их комплексы) своим присутствием влияют на развитие пред-переходных состояний и в конечном итоге на образование зародышей новой фазы. Работ, посвященных исследованию влияния предварительной пластической деформации на поведение параметров кристаллической решетки в предмартенситных состояния не много.

К особенностям ФП в металлах и сплавах следует отнести следующие. В ме-талических системах не обнаружено превращений, обусловленных только мягкой модой. Отсутствие эффекта мягкой моды при ФП в металлах и сплавах объясняется при помощи модели гетерогенных локализованных мягких мод [232]. Эта модель основана на том факте, что в кристаллической решетке существует деформация вблизи решеточных дефектов (свободная поверхность, границы зерен, дислокации и дислокационные комплексы и т.п.) и они создают области, в которых колебательные свойства отличаются от недеформированной матрицы, вызывая быстрое изменение локальных упругих свойств с приближением к переходу. На этом основан механизм образования локализванной мягкой моды. Частота этой локализованной мягкой моды приближается к нулю с увеличением амплитуды вблизи решеточных дефектов, и будет вызывать локальную потерю механической устойчивости решетки. Эти области предполагаются как места, исходные для зародышеобразования при ФП. Расчет, проведенный в рамках модели гетерогенных локализованных мягких мод, дает хорошее количественное согласие с экспериментом в сплавах Fe-Ni (28-30 вес.%) и качественное совпадение с данными в сплавах TiNi и 1п-Т1 [232].

15

В [232, 268] показано, что дефекты структуры в TiNi играют существенную роль в развитии предпереходных явлений. Так, в [269], проведены расчеты полей смещений вокруг точечных дефектов в сплавах с низкими значениями модулей упругости. Установлено, что кооперативное взаимодействие точечных дефектов может приводить к их упорядоченному расположению. Существующие при этом статические поля смещений могут, и стабилизировать и приводить в неустойчивое состояние исходную фазу со структурой В2. В рамках приведенной в [20] модели при наличии определенного типа дефектов структура В2 оказалась неустойчива к сдвигам плоскостей типа {111} вдоль направления типа <111>. При этом ориентировка новой фазы зависит от симметрии дефекта. В образовавшейся мартенситной фазе поля смещений вокруг дефектов локализованы, а сами дефекты органично вписываются в структуру новой фазы [189].

В [269] предложена модель для описания предмартенситного состояния в сплаве TiNi(Fe) в области дефекта, основанная на модулированной релаксации кристаллической решетки в области дефекта. В основе модели лежат два основных положения. Первое - в высокотемпературной фазе В2 существуют дефекты, природа которых не конкретизируется, но это могут быть легирующие элементы. Второе -на кривой дисперсии фононов должен быть глубокий минимум. Дефекты создают вокруг себя деформационные области, взаимодействие которых с мягкой фононной модой приводит к модуляции смещений атомов вокруг этих дефектов. Такие модуляции способствуют созданию в локальных (микроскопических) местах предпереходных состояний в температурной области выше температуры Мн. Эти состояния способствуют образованию зародышей в локальных местах низкотемпературной фазы, которые хаотически распределены в матрице и не вызывают в целом изменения симметрии решетки фазы со структурой В2. Понижение температуры способствует разрастанию модулированной области вокруг дефекта. Это происходит до тех пор, пока соседние образования не начинают взаимодействовать друг с другом. Взаимодействия модулированных областей происходят через упругие поля и способствуют их взаимной ориентации, т.е. наблюдаются явления самоорганизции. При достижении температуры перехода эти области начинают кооперативно вы

16 страиваться так, чтобы привести к образованию мартенситной фазы. Экспериментальные результаты, полученные в [270], косвенно подтверждают описанную выше модель. Методом мессбауэровской спектроскопии исследованы искажения матрицы вокруг атомов железа в TiNi(Fe) и установлена их зависимость от концентрации Fe [233].

Еще раз отметим, что изменение концентрации дефектов в процессе деформации, и как следствие, изменение упругих дальнодействующих полей, создаваемых комплексами дефектов оказывает влияние на предпереходные состояния. Это находит подтверждение в ряде экспериментальных работ. В [134] при изучении влияния напряжений на ФП в TiNi установлено, что напряжения, возникающие в результате деформации, оказывают значительное влияние на стабильность кристаллической решетки. Растягивающие напряжения способствуют формированию мягких мод, облегчая образование кристаллов R- и В19'-фаз. Следует отметить, что влияние напряжений на продольную моду <111> сильнее, чем на поперечную <110>. При этом растягивающие напряжения способствует размягчению <111> продольной моды, которая ответственна за ФП B2-R [135]. Сжимающее напряжение оказывает противоположное действие. Высказано предположение [134], что наибольшее влияние растягивающее напряжение оказывает на ФП B2-R из-за уменьшения СЭфф<111>=1/3(Си+2С12+С44). Появление диффузных полос на элек-тронограммах связано с ростом R-фазы и обусловлено смягчением фононов с вектором поляризации <111>, что в свою очередь является следствием уменьшения Сэфф<111>.

В реальных сплавах приложенные внешние напряжения по-разному влияют на температурные интервалы фазовых переходов. Это обусловлено тем, что существуют разные процессы, в которых зарождение мартенситных кристаллов и их вклад зависит от внешних условий [7]:

1) - гидростатическое давление и одноосное напряжение изменяет температуру равновесия Т0;

2) - касательные напряжения взаимодействуют с полями напряжений субкритических зародышей и это приводит либо к их росту, либо препятствует процессу;

17

3) - пластическая деформация, вызванная приложенным напряжением, увеличивает концентрацию дефектов (дислокаций, точечных дефектов, дефектов упаковки и т.п.), которые создают дополнительные места для процесса зарождения мартенситных кристаллов или, наоборот, выводят их из процесса;

4) - пластическая деформация может изменять AgM"A разупорядочением пер-воночально упорядоченной исходной фазы аустенита. Здесь AgM"A представляет разницу между свободными энергиями мартенситной и асустенитной фазами (AgM~A

В [358] предложен подход для вычисления работы над системой в случае приложения внешнего критического напряжения. Там же показано, что сдвиговое напряжение почти всегда способствует МП, тогда как нормальное напряжение может способствовать или препятствовать превращению в зависимости от знака напряжения и объемного изменения, связанного с ФП. В случае, когда Ag >0 напряжения помогают осуществлению МП, т.е. приложенное а! понижает свободную энергию кривой AgCa^). В приближении, когда Ag3apcw энергия зародышеобразова-ния не зависит от температуры и приложенного напряжения, то температура Ms при напряжении сга=а1 растет [358].

Традиционной классификацией мартенситных фаз является их деление в зависимости от типа превращения [5,7]. В одну группу входят фазы, образующиеся в при обычном МП в массивных образцах в процессе охлаждения - мартенсит закалки. Другая группа содержит фазы, образованные в результате деформационного воздействия, а также фазы, возникшие в результате утонения фольг - мартенсит деформации и фольг. Вопрос, связанный с образованием и ростом кристаллов мартенсита во внешних полях напряжений является непростым. Например, отметим только один момент. Так, под действием внешних напряжений в сплавах в температурной области предшествующей термоупругим МП образуются кристаллы мартенсита, которые при своем росте создают поля напряжений, которые накладываются на внешние поля. Суперпозиция внешних и внутренних полей напряжений начинает оказывать значительное влияние на дальнейший рост и зарождение кристаллов мартенсита. Констатация этого явления в литературе заключается в том,

18 что при МП в условиях внешней нагрузки образование мартенсита напряжения и деформация мартенситной фазы реализуются одновременно, их разделение затруднительно, является чисто условным и получило название "мартенситной деформации" [5,213,]. В сплавах с термоупругими МП дилатационные изменения кристаллических структур не большие, является в основном сдвиговыми и их называют "мартенситным сдвигом" [5].

Как известно [1, 5,7,13,51,95,96], любое ФП, сопровождающееся изменением объема или формы, может в определенных условиях выступать как способ деформации. В сплавах, испытывающих МП, наблюдается пониженное сопротивление сдвиговым напряжениям. При этом процессе деформация тела происходит не за счет деформации фаз, а за счет перехода атомов из исходной фазы в новую.

Отличительной чертой МП, как способа деформации в отличии от других ФП состоит в том, что она осуществляется кристаллографическим сдвигом наравне с дислокационным скольжением и механическим двойникованием [5,7]. В свою очередь в сплавах с термоупругим МП наблюдаются особенности в механизме деформации самой мартенситной фазы. В их основе лежат движения междоменных (внутримартенситных) границ, т. е. рост одних кристаллографических вариантов мартенсита за счет других. При этом мартенситная деформация может сопровождаться обычным необратимым пластическим течением и в случае термоупругих МП быть почти полностью обратимой.

Для описания влияния внешнего напряжения на ФП часто принимают напряжение как внешний управляющий параметр. Это подход позволяет использовать уравнение Клапейрона-Клаузиуса [5]. Применение уравнение Клапейрона-Клаузиуса для описания влияния приложенных напряжений на МП хорошо описано в ряде монографий [3,5,4]. Из анализа уравнения Клапейрона-Клаузиуса следует, что при увеличении напряжения на величину da температура равновесия фаз становится равной Т0 + dT, т.е. напряжения приводят к росту Т0.

Напомним, что в случае приложения внешнего негидростатического напряжения на сплав, испытывающий МП, оно действует как специфический сдвиговой механизм деформации. Этот механизм основан на движение межфазных (мартен

19 ситных) границ, т.е. кооперативным переходом атомов из исходной фазы в конечную. Наличие внешних напряжений либо способствуют образованию одних кристаллографических вариантов мартенсита, либо препятствует образованию других [1,5,7,13,51,95,96]. В [203,359] показано, что мартенситные пластин^, различающиеся только ориентацией в пространстве, в поле внешних напряжений могут выступать как различные фазы. В этой ситуации наблюдается снятие ориентационно-го вырождения (из-за анизотропии поля), проявляется различие фаз по своей внутренней структуре и морфологии. При этом возможна ситуация, когда структурно-морфологические характеристики фаз зависят от величины напряжений. Это находит отражение в нелинейном соотношении между разностью химических энергий фаз и нагрузкой (нелинейный характер кривой Т0 от а). Когда наблюдается преобладание Предпочтительных вариантов мартенсита, то происходит макроскопическое формоизменение образца. Внешнее приложенное напряжение либо помогает, либо препятствует росту кристаллов мартенсит.

Из литературных данных [4,5,21] следует, что приложенная нагрузка по-разному влияет на мартенситные точки в сплавах на основе TiNi. В [5,21] показано, что нагрузка смещает вверх все мартенситные точки; в [4] - понижают Мк. Нагрузка способствует преимущественному образованию благоприятно ориентированного мартенсита. С ростом нагрузки наблюдается уменьшение доли неконтролируемого извне (обусловленного внутренними полями напряжений в исходном материале) "неориентированного" мартенсита. В итоге это приводит к тому, что при прямом МП под нагрузкой происходит накопление деформации тела. Достаточно большая нагрузка может в ходе дальнейшего охлаждения вызвать раздвойникование образованного при более высоких температурах полидоменного мартенсита и привести к дополнительному накоплению деформации. После разгрузки ниже Мк накопленная мартенситная деформация обычно снимается лишь частично.

В сплавах иногда под действием внешнего напряжения происходят "внутри-мартенситные" переходы. Это могут быть переходы из одной модификации мартенсита в другую. В ряде сплавов определенные мартенситные структуры реализуются только под действием внешнего напряжения и не могут быть получены при

20 изменении температуры [345,346]. Образующееся при этом структурное состояние термодинамически выгодно только в присутствии внешних напряжений. Следует отметить, что исследование этих сплавов методом просвечивающей электронной микроскопии дает некорректные результаты. Это обусловлено природой тонких фольг. Поскольку, условия зарождения и роста мартенситных кристаллов в массивном обрзаце и тонких фольгах отличны.

При исследовании влияния растягивающего напряжения на монокристаллы TiNi [338,339] показано, что в процессе внешнего воздействия при движения межфазных границ из различных вариантов мартенситной фазы остается только один вариант, который является благоприятно ориентированным относительно оси деформации.

Таким образом, при помощи приложенного напряжения можно индуцировать МП выше температуры начала перехода Мн.

Имеющиеся в литературе данные свидетельствуют, что в вопросе о влиянии внешнего напряжения на МП много неясных моментов. Так, в [4] установлено, что напряжения значительно изменяют температурные интервалы МП: резко повышают температуры Мн и Ак; сравнительно слабо влияют на смещение Мк и Ан. Общая закономерность, установленная в работах [4,337], заключается в том, что с увеличением уровня внешних напряжений происходит расширение температурного интервала МП.

Интересной особенностью является качественно одинаковое воздействие напряжений на температуры Мн и Ак при любых видах деформирования (сжатие, растяжение, двухосное растяжение, кручение и т.п.). При этом Мк и Ан зависят от схемы напряженного состояния и объемного эффекта превращения. Величина и направление смещения температур Мк и Ан определяется приложенным напряжением и свойствами материала. В [340] при изучении влияния напряжений на Мн в сплаве Ti40Ni40Cu10 установлено, что Мн увеличивается с ростом напряжения. Установлено, что в случае МП В2-В19' при с<30 МПа Мн не зависит от напряжения в широком температурном интервале. Изучение влияния деформации растяжением на сплавы Ti+50.0 ат%№ и Ti+50.5 ат%№ [189] показало увеличение прироста температуры

21 начала обратного превращения AAS с ростом степени деформации. Причем, зависимость AAS от е в сплаве Ti+50.5 ат%№ имеет немонтонный характер.

В [5,131] обнаружено немонотонное изменение температур TR и Мн с увеличением степени деформации в сплавах на основе TiNi и показано [5,131], что при малых деформациях основное воздействие оказывает увеличение плотности дислокаций, которое препятствует движению межфазных границ раздела и, следовательно, вызывает понижение температур превращений. С ростом величины деформации (более 6%) основное влияние на движение межфазных границ оказывают внутренние поля напряжений дислокаций и дислокационных комплексов, стимулирующих образование кристаллов мартенсита [5,131].

В [337] при исследовании влияния предварительного деформационного воздействия на характеристические температуры МП в сплаве ТН-20 установлено, TR и Мн немонотонно зависят от степени деформации. Минимум на этих зависимостях приходится на 6% деформации. В случае, когда деформация осуществлялась прокаткой сплава, также наблюдается немонотонная зависимость TR и Мн от степени деформации с минимумом в области 3^-5% деформации. При этом наблюдается смещение и расширение температурного интервала МП. В сплаве ТЫ-10 при значительном деформационном воздействии (прокаткой до 80%) не удалось полностью подавить МП. Это явление подтверждается данными, полученными при исследовании температурных зависимостей кривых электросопротивления от степени деформации [34,348,349]. Анализ температурных кривых электросопротивления позволил установить, что температурный интервал ФП в сплаве Ti49.8Ni5o.2 увеличивается от ~30 К в недеформированном материале до 100 К в деформированном прокаткой до 80%. В этом случае происходит увеличение удельного электросопротивления от 65 мкОмхсм (s = 0%) до 125 мкОмхсм (s = 80%). Это согласуется с численными результатами, полученными в работе [350].

При изучении тонкой кристаллической структуры методом просвечивающей электронной микроскопии TiNi(Fe) сплава в [133] установлено, что процесс деформирования осуществляется по механизму двойникования или псевдодвойникова-ния. Псевдодвойники наблюдаются с {112} двойниковыми плоскостями. В двойни

22 ковых областях наблюдается разрушение упорядоченной структуры. В местах, где сохраняется структура фазы В2, механические двойники имеют двойниковые плоскости {114}. Методом оптической металлографии установлено [342], что деформация сплава Ti5oNi47.5Fe2.5 инициирует образование кристаллов фазы В19' и R-фазы. На начальном этапе происходит переориентация и рост благоприятно расположенных пластин R-фазы. В [352] на основе метода аннигиляции позитронов в сплаве Ti49Ni5i показано, что при малых степенях деформации вместо обычного дислокационного скольжения проходят процессы аккомодации мартенситных пластин и изменение геометрических размеров образцов происходит без накопления дефектов.

В сплавах с термоупругими МП возможна ситуация, когда при приложении внешней нагрузки, мартенситный кристалл при своем росте проходит через все зерно, оставаясь при этом плоскопараллельным. Причем этот мартенситный кристалл не исчезает при снятии нагрузки. Механизм этого явления основан на перемещении дислокаций превращений под действием внешних напряжений вдоль границ сопряжения фаз [357].

В [214] показано, что главной причиной, подавляющей МП В2-В191 в деформированных сплавах TiNi при охлаждении и фиксирующей R-фазу, являются внутренние остаточные искажения, зафиксированные дислокационной составляющей. Образование R-фазы возможно при разных схемах нагружения (сжатие, растяжение, прокатка). При больших деформациях R- фаза стабилизируется остаточными напряжениями. Пластическая составляющая начинает активно препятствовать движению межфазных границ и это приводит к расширению температурного интервала перехода. В результате не весь объем участвует в превращении, что проявляется на полноте перехода [214]. Плотность дислокаций начинает интенсивно нарастать в поликристаллических сплавах за площадкой "псевдотекучести" [5]. Причем этот процесс происходит с разной интенсивностью в отдельных зернах в силу их разной ориентировки по отношению к внешнему напряжению, что переводит их в разные состояния относительно МП. Как следствие, это способствует увеличению температурного интервала перехода и проявляется в изменении характеристиче

23 ских температур МП [406]. Как показано в [138], поля дислокаций, созданные развитой субструктурой аустенита, вызывают дополнительное ориентирующие воздействия на рост мартенситных кристаллов. Согласно данным [355], дислокационная субструктура, сформировавшаяся при деформации, не является полностью устойчивой. Термическое циклирование через область МП способствует ее постепенной стабилизации и характеристические температуры МП становятся практически постоянными.

Мартенситная деформация является по своей природе существенно неупругой и всегда необратима (в строгом термодинамическом смысле). В литературе существуют разные подходы в описании деформационных кривых в сплавах с МП.

В литературе имеется ряд различных представлений о влиянии пластической деформации на МП в сплавах на основе TiNi, разработанных в рамках феноменологических теорий. Однако, в настоящее время наблюдается явный недостаток экспериментальной информации, на основании которой можно было бы разработать реальную физическую модель процесса.

В свете отмеченных выше данных, дальнейший прогресс в проблеме понимания природы ФП связан с исследованием самых разнообразных сплавов, испытывающих как диффузионные, так и бездиффузионные фазовые переходы. В настоящий момент ясно, что, например, для описания кристаллографии дисторсион-ных фазовых переходов необходимо знание не только об однородной деформации решетки, но и данных о распределении локальных деформаций, а также данных о перетасовочных смещениях атомов внутри элементарных ячеек. Следует отметить, что совершенно необходимыми представляются исследования фазовых переходов в сплавах, находящихся в неравновесных состояниях:

- в области, предшествующей фазовым переходам;

- после радиационного воздействия;

- больших степеней пластической деформации;

- аморфного состояния, полученного сверхбыстрой закалкой и др.

В настоящее время стало понятно, что предварительное деформационное воздействие на сплавы, обладающие ярко выраженными предпереходными явле

24 ниями и, напротив, не обладающие таковыми, совершенно по-разному влияет на фазовые переходы [337,348]. Как уже было отмечено ранее, в литературе по данному вопросу основное внимание уделено решению проблем, связанных с изучением воздействия деформации и приложенных напряжений на характеристические точки МП, на эффекты сверэластичности, памяти формы и др. Большое количество работ посвящено исследованию влиянию легирования на фазовые переходы в сплавах на основе TiNi [1,5,22]. Этот бинарный сплав легируют самыми различными элементами: Fe, Со, Си, Pd, Ag, Аи, Rh, Ge, Re, Hf, V и др.

При исследовании сплавов на основе никелида титана нужно также принимать во внимание, что бинарный сплав TiNi является сложным объектом для исследования. Проведенный нами анализ литературных данных [1, 91, 276, 304, 321] позволил построить диаграмму №1, которая наглядно отражает влияние предварительных отжигов на фазовый состав в сплавах на основе TiNi. В приведенной диаграмме за исходное состояние принят закаленный из температурной области от 900 -1100 °С (t=0,5 .1,5 ч.) [3,5] сплав TiNi, находящийся в области стехиометриче-ского состава с повышенным содержанием Ni. В дальнейшем отжиг сплавов ниже кривой растворимости вызывает изменение химического состава матрицы за счет формирования концентрационных неоднородностей, а также способствует частичному разупорядочению. Концентрационные неоднородности в дальнейшем способствуют образованию частиц TinNi14, Ti2Ni3 и TiNi3 с разной морфологией. Изменения структурно-фазового состояния в результате термической обработки сплавов приводят к изменению температурной области перехода и смене последовательностей МП. Здесь следует отметить, что приведенные в диаграмме вторичные фазы, которые образуются в результате отжигов при температурах ниже кривой растворимости, не отражены на известных в литературе диаграммах состояния в металлической системе Ti-Ni.

Данные, приведенные по кристаллическим структурам, фазовым диаграммам, диаграммам МП и фазовым диаграммам распада (ТТТ - диаграммам), показывают насколько сложным объектом для исследования являются бинарные сплавы на основе TiNi в области эквиатомного состава и на сколько их структура и фазовый со

25 став чувствительны к предыстории приготовления образцов. Следует отметить, что все приведенные особенности в поведении структурных свойств в сплавах на основе TiNi обусловлены конкуренцией процессов, связанных с микро- и макрорасслоениями и образованием дальнего атомного порядка в сверхструктуре Ё2.

Диаграмма №1.

К моменту постановки задачи было немного систематических работ, посвященных исследованию влияния различных внешнеэнергетических воздействий на поведение параметров, описывающих состояние кристаллической решетки в металлических системах в области фазовых переходов, и на протекание самих переходов. Данная работа является одной из первых, в которой получено обширное количество данных, связанных с изучением свойств кристаллической решетки в об

26 ласти фазовых переходов как в процессе деформационного воздействия, так и после пластической деформации.

В данной работе в качестве объектов исследования взяты сплавы со структурой В2, обладающие термоупругими МП и ФП как с ярко выраженными предпере-ходными явлениями, так и не выраженными.

На момент постановки задачи практически не было работ, посвященных структурным исследованиям влияния предварительной пластической деформации, приложенного внешнего напряжения и облучения у-квантами на предпереходные свойства и на ФП в сплавах со сверхструктурой В2.

Целью данной работы является изучение особенностей изменения структурно-фазовых параметров в области фазовых переходов в сплавах со сверхструктурой В2 TiNi-TiMe и CuPd.

Для достижения поставленной задачи в данной работе был применен комплексный подход, включающий в себя как структурные методы исследования (in situ рентгеноструктурный анализ в условиях изменения температуры и напряжения, электронной микроскопии), так и измерения физико-механических свойств (температурные зависимости электросопротивления, тепловых эффектов в области фазовых переходов, получение кривых деформационного упрочнения и др.).

При этом был проведен анализ кристаллохимических факторов на устойчивость кристаллических структур, участвующих в ФП в сплавах на основе TiNi в зависимости от сорта и концентрации легирующих элементов.

Перевод кристаллической решетки в новое структурное состояние может быть осуществлено разными методами. Так температурное воздействие приводит к изменению различных параметров, описывающих состояние тонкой кристаллической структуры: атомного объема, появление и исчезновение различных мод колебаний ("мягких" и т.п.), энергии межэлектронных взаимодействий и др. Это находит отражение в появлении других структурно-фазовых состояний, сопровождается изменением различных свойств и может способствовать переводу системы в неустойчивое состояние.

27

В области ФП (как непосредственно при самом переходе, так и в широких областях задолго до начала перехода) металлические материалы обладают особыми свойствами, отличными от их обычных свойств вдали от переходов. Это находит отражение в поведении физических свойств (электросопротивления, удельной теплоемкости, коэффициентов диффузионной подвижности и др.), механических (пластичности, сверхупругости) и структурных параметров (коэффициентов теплового расширения, среднеквадратичных смещений атомов, в возникновении аномальных дифракционных эффектов). Поэтому представляется чрезвычайно важными экспериментальные исследования этих свойств. Полученные результаты могут служить основой для создания представлений, объясняющие эти необычные явления. Вероятно, что природа этих явлений имеет общие черты, и состояния металлических систем в условиях структурных переходов имеют много общего, хотя эти состояния могут быть получены различными способами: изменением температуры, нагрузкой или деформацией, облучением и другими воздействиями. В своей работе мы ограничились исследованиями "аномальных" свойств в сплавах с В2 структурой в области фазовых переходов с целью выявить определяющие факторы, ответственные за возникновение этих особых состояний, и условия их получения.

В данной работе проведено изучение сплавов на основе TiNi после облучения гамма-квантами.

Для описания фазовых переходов используют равновесную термодинамику и характер поведения термодинамических функций и их производных по физическим параметрам. Согласно П. Эренфесту [271], фазовые переходы делятся на две группы: ФП1 рода - это такие переходы, когда скачком меняются первые производные от соответствующего термодинамического потенциала (объем, энтропия), вторые производные (теплоемкость, коэффициент сжимаемости и теплового расширения системы) обращаются в бесконечность и происходит выделение или поглощение скрытой теплоты превращения (скачку энтропии AS соответствует теплота перехода Q=TAS); ФШ1 рода - в точке перехода испытывают скачок вторые производные, а первые изменяются непрерывно. При переходах более высокого рода первые производные меняются непрерывно и наблюдаются разрывы более высоких произ

28 водных. Классификация П. Эренфеста отражает только два крайних случая и не является достаточно детальной. В реальных ситуациях ФП являются не точечными, а происходят в конечном интервале температур или давлений. Это вызвано наличием примесей в веществе и существованием флуктуации микропарамётров. Структурными методами установлено, что ФП происходит не сразу во всём объеме, а в некоторых областях, в местах, благоприятных для зарождения. Учет реальной природы фазовых переходов способствовал созданию разными авторами (J.E. Mayer, S.F. Strieter [23], А.В. Pippard [24], Э.В. Козлов [25]) расширенных термодинамических классификаций, основанных на анализе производных термодинамического потенциала более высокого порядка. Для дальнейшего развития теории ФП в реальных материалах необходимо детальное изучение в области ФП как термодинамических функций, так и их производных по физическим параметрам или, что то же самое, - вторых производных термодинамического потенциала: теплоемкости СР= (д2ц>/df), сжимаемости (dV/dP), термического расширения (дУУдТ), а также параметров порядка (в первом приближении внутренняя энергия пропорциональна квадрату параметра дальнего порядка [25]).

В рассматриваемых классификациях ни как не учтены изоструктурные переходы, которые происходят между фазами с одинаковым структурным типом и пространственной группой симметрии. Такие фазы всегда имеют различный объем и, возможно, различный химический состав. Под понятие изоструктурных переходов попадает понятие внутрифазовых переходов [28]. Это понятие вытекает из следующих представлений. Так в случае макрооднородных по концентрации сплавах, обладающих фазовыми переходами со сменой кристаллографической модификации (ОЦК-ГЦК, ОЦК-ГПУ и др.) обнаружено существование областей с направленными атомными смещениями. При чередовании этих областей возникает микродомены с различными направлениями в них и которые могут быть разделены как границами, так областями без смещений. В таком состоянии средняя решетка твердого раствора остается неизменной с величиной среднеквадратичных смещений атомов порядка ~ 0,015 нм и с размерами микродоменов от нескольких до десятков нанометров [28]. При этом возникшие атомные смещения имеют такое направление, что

29 способствуют ФП. При таких смещениях кристаллическая решетка исходной фазы в локальных местах теряет свою устойчивость, и эти области характеризуются ближним порядком атомных смещений. Смещения по своей природе являются одновременно статическими и динамическими. С приближением к точке ФП, помимо того, что динамика кристаллической решетки обладает особенностью, происходит усиление вклада статической компоненты. Переход кристаллической решетки в такое состояние связывают с внутрифазовыми превращениями. Так согласно [28], внутрифазовыми превращениями называются такие структурные изменения, которые не меняют симметрию исходной средней решетки (не происходит ушире-ние исходных острых (5-образных) рефлексов в обратном пространстве) и приводят к появлению диффузного рассеяния в виде размытых максимумов. Причем эти локальные области с различным типом атомных смещений ближнего порядка, в которых произошло внутрифазовое превращение, должны быть отделены какими-то границами от областей, не испытавших внутрифазовое превращение.

Поэтому для поиска новых закономерностей при исследовании ФП необходимо использовать расширенные термодинамические классификации.

Научная и практическая значимость. Результаты проведенных экспериментальных исследований помимо расширения общих представлений о поведении кристаллической решетки в области фазовых переходов, позволяют выработать новые физические концепции, связанные с состояниями структуры в сплавах со сверхструктурой В2, полученных различными методами: изменением температуры, предварительной деформацией, приложенным напряжением, облучением и т.п Критерии выбора сплавов. Приготовление сплавов. Термомеханические обработки и методические особенности применения внешнеэнергетических воздействий на металлические системы Для того, чтобы исследовать предпереходные явления и ФП, а также изучить влияние предварительного деформационного воздействия и облучения у-квантами как на сами ФП, так и на изменение структурного состояния в металлических системах, были приготовлены различные сплавы. Для выбора сплавов были использованы следующие критерии. Во-первых, чтобы в них были ФП. Во-вторых, чтобы в

30 этих сплавах проходили диффузионные и бездиффузионные ФП и с хорошо выраженными предпереходными явлениями. В-третьих, в работе использованы сплавы специально выплавленные (модельные) и промышленные сплавы. Кратко рассмотрим особенности приготовления сплавов, образцов из них и термогйеханические обработки для проведения экспериментальных исследований.

Сплавы системы Cu-Pd. Сплавы Си-39,5 ат.%Рё и Си-36 ат.%Р<1 выплавлены из электролитической меди и палладия чистотой 99,99%. Плавку проводили в инертной атмосфере в печи сопротивления "СШВЛ-0,6.2/25м. Слиток после выплавки гомогенизировали при 900°С в течение 50 ч. Качество плавки контролировали взвешиванием шихты и слитков. Распиловка слитка на части позволила проверить его неоднородность рентгеноструктурным анализом (измерение параметра решетки, формы дифракционных рефлексов, качественный фазовый анализ). Контроль состава осуществляли взвешиванием шихты и слитков, измерением параметров решетки и сравнения полученных параметров решетки сплава в разупорядо-ченном состоянии с литературными данными [26] по концентрационной зависимости параметра решетки. Для данного сплава этот способ позволяет осуществить контроль состава сплава с точностью до 0,05 Pd%.

Образцы для рентгенографии приготовлены из порошка напиленного от слитка и спрессованного в виде "таблетки" диаметром 20 мм и из тонких пластинок. Напиленный порошок просеивали через сито 200-300 меж. Прессованные "таблетки" отжигали для снятия напряжений при температуре 800 °С в течение нескольких часов. Затем проводили соответствующие термообработки. Разупорядо-ченное состояние достигалось закалкой от 800 °С. Упорядоченное состояние получено длительными отжигами по режиму ступенчатого охлаждения от 600 до 300 °С с шагом 10 °С в сутки.

Образцы сплава Cu-39 ar%Pd и Cu-36ar.%Pd вырезаны из гомогенизированного слитка электроискровым методом в виде столбиков размерами 3x3x6 мм и пластинок. Деформацию образцов проводили различными методами: сжатием и прокаткой.

31

Сплавы на основе TiNi. Сплавы TiNi с составом, близким к эквиатомному, тройные сплавы TiNi(Fe), TiNi(Cu) и сплавы в области квазибинарного разреза TiNi-TiPd и TiNi-TiRh были получены методом бестигильного индукционного нагрева во взвешенном состоянии в атмосфере инертного газа аргона из высокочистых металлов и отлиты в изложницы. В качестве компонентов сплава использовали йодидный титан и никель марки Н-1. Убыль веса при плавке не превышала 0,05%. Сплавы были подвергнуты гомогенизационному отжигу при 900°С в течение суток и закалены в воду. Контроль состава сплавов осуществляли взвешиванием шихты и слитков, при помощи химического анализа и измерением параметров решетки.

Сплавы TiNi с составом, близким к эквиатомному, выплавлены во взвешенном состоянии в атмосфере инертного газа аргона. В качестве компонентов сплава использовали йодидный титан и никель марки Н-1. Убыль веса при плавке не превышала 0,05%.

Образцы для рентгенографии были приготовлены точно так же, как обычно готовят шлиф, но только без травления, применяемого в металлографии для выявления границ зерен, фаз и т.п. После вырезки образцов из массивного материала была проведена электрополировка со снятием слоя толщиной 0,1 мм с поверхности.

В Медико-Инженерном центре при СФТИ (г. Томск) был выплавлен промышленный сплав TiNi(Mo), который используется в качестве медицинских материалов, со следующим химическим составом:

Ti - 49,5 ат.%; Мо - 1,2 ат.%; Fe -0,3 ат.%;Со - 0,03 ат.%; Сг, Sr, Cb, Та, Zr, Р, Al, Bi, Са, Си, Mg, Pb, Sb, Cd, V, Cd, W, Zn, Hf, Si, Ag, C, S < 0.01 ат.%; В, As < 0.005 ат.%; Ni - все остальное.

Слитки промышленного сплава TiNi(Mo), с однородным химическим и фазовым составом получены плавкой в индукционной печи, в охлаждаемом тигле вакуумной гарнисажной печи. В качестве шихтовых материалов использовали никель НО или HI, а также йодидный титан или чистую титановую губку. Слитки были охлаждены вместе с печью, что позволило избежать их растрескивания. В выплавленных сплавах распределение основных компонентов (Ni и Ti) в теле зерна и приграничных зонах различно. Это обусловлено ликвационными процессами при кри

32 сталлизации. Дальнейшее выравнивание химического состава осуществляли при помощи гомогенизирующего отжига при температуре 1000° С в инертной среде в течение времени, которое вычисляли из расчета 1,5-2 мин на 1 мм толщины слитка [5]. Затем проводили ковку слитков на молоте под прессом в интервале температур 500-900°С. Слитки прокатывали с уменьшением толщины пластин на 10% за один проход. Затем осуществляли отжиг при 870° С в течение 1 ч.

Пористый никелид титана. Приготовление пористого TiNi проводили при помощи СВС-метода [27]. В качестве шихтовых материалов использовали порошки никеля марки ПНК1 BJI7, титана марки ПТЭМ - 1. Дозирование основных компонентов на состав Ti - 50 ат.% Ni производили с точностью ± 20 мг. Исследуемый материал имел пористость ~ 40%.

Обработка образцов. Термообработку образцов осуществляли в атмосфере аргона в предварительно вакуумированной кварцевой трубке. Отжиги проводили в трубчатой печи сопротивления, причем участок кварцевой трубки с образцом находился в безградиентной зоне. Измерение и регулировка температуры зоны, в которой находились образцы в печи, осуществляли с помощью стандартных проволочных термопар типа ПП-1, ХА, ХК. Прибор для автоматической регулировки температуры позволял выдерживать температуру с точностью ±3°С.

Пластическую деформацию исследуемых образцов осуществляли несколькими способами: прокаткой, сжатием и растяжением. Прокатка проводилась как при комнатной температуре (холоднокатанные образцы), так и при температуре 400±50°С (теплокатанные образцы) со степенью деформации порядка 5%.

Облучение у-квантами сплавов TINi-TiRh осуществляли при помощи радиоактивного источника 60Со в диапазоне доз 5х106-г108 Р с энергией квантов 1,25 МэВ при комнатной температуре. Часть образцов после облучения выдерживалась в течение трех месяцев при комнатной температуре и только потом исследовалась.

33

Особенности экспериментальных исследований в сплавах с ФП

Кристаллическая решетка в металлических системах в области ФП и в областях, предшествующих переходам, обладает свойствами, отличными от равновесных состояний. Это проявляется в поведении разного рода свойств в области ФП. Поэтому несомненный интерес представляет изучение физико-механических свойств и структурных параметров, характеризующих состояние решетки. Различные методы по-разному отражают состояние металлических систем в области ФП и в пред-переходных состояниях.

Большой интерес представляют исследования предпереходных явлений, которые обусловлены не только особенностями динамики кристаллической решетки, но и дальнодействующими пространственными корреляциями. Дальнодействую-щие пространственные корреляции удобно исследовать с помощью рентгеновской и электронной дифракции, поскольку она приводит к рассеянию, локализованному в обратном пространстве [28,29,30,31].

Просвечивающая электронная микроскопия. Применение электронно-микроскопических методов позволило обнаружить предпереходные явления на большом количестве сплавов (Ti-Ni [1,22,32,33,34], Ni-Al [35,36], CuAu [37,38] Cu-Pd [39, 40], Fe-Ni [42,147], Nb-Ti-Zr [43,44], Nb-Al [45], Au-47.5%Cd [32] и др.). Анализ литературных данных позволил сделать заключение о том, что предпереходные структурные состояния, проявляющиеся при структурных методах исследования, обладают рядом общих свойств: наличием аномального диффузного рассеяния электронов и рентгеновских лучей, особенностями на температурных зависимостях интенсивностей брэгговских рефлексов, и существованием полосчатого контраста на электронно-микроскопических изображениях. Полосчатый контраст имеет тонкую структуру в виде дискретных, выстроенных в ряды элементов на светлопольных изображениях и хаотично распределенных на темнопольных изображениях [1].

В работе исследование состояния кристаллической решетки в сплавах проводили на электронных микроскопах УЭМВ-ЮОВ, УЭМВ-ЮОАК, Tesla BS-540.

34

Рентгенографические методы. Рентгеноструктурные исследования сплавов металлических систем проводили на дифрактометрах УРС-50ИМ, ДРОН-1,5, ДРОН-2, ДРОН-3, ДРОН-1М в монохроматизированных СиКа, СоКа и Fe^a-излучениях в режиме записи интерференционных линий на диаграммную ленту и сканированием по точкам с выводом накопленного числа импульсов на печать. Сканирование по точкам осуществляли с шагом О.1°(20°) с выводом накопленного числа импульсов на цифропечать, а также записью на диаграммную ленту. Запись рентгенограмм на диаграммную ленту проводили со скоростями 2, 1, 1/2, 1/4 и 1/8 град/мин в зависимости от цели исследования. Интенсивность рентгеновского излучения измеряли при помощи сцинтилляционного или пропоционального счетчиков с амплитудной дискриминацией, что позволяет убрать вклад второй гармоники в интенсивность сверхструктурных линий [60].

При проведении экспериментов на дифрактометрах придерживались практических рекомендаций, описанных в [31,47,48,49,50,51,52,53,54,55,56,57,58,59,60, 61,62,63,64,65,67,68,69,70,71,72,73,74,178]. Подбор оптимальных условий рентгенографических съемок на основе теоретических данных и практических советов осуществляли по данным в [31,58,59,68,137].

Рентгеноструктурные исследования сплава ТН-10 под нагрузкой в температурном интервале от 300°С до -120°С проводили при помощи специально сконструированной температурной приставки [66].

В работе использована малоугловая рентгенография. Интенсивность малоуглового рассеяния рентгеновских лучей измеряли на малоугловом дифрактометре КРМ-1 в монохроматизированных СиЛТа-излучении при комнатной температуре. Съемки малоугловых рентгенограмм проводили в вакууме в режиме сканирования по точкам с шагом в одну угловую минуту и с экспозицией на точке 100 с. Проводили две серии измерений: с "широким" первичным пучком в 30' и с узким первичным пучком шириной в 5'. Методическая отработка метода малоуглового рассеяния рентгеновских лучей была проведена при исследовании молекулярной и надмолекулярной структуры металлорганических комплексов и их растворов на основе че-тырехлористого углерода и гептана [104].

35

Дифференциально-термический анализ. Изучение тепловых эффектов в сплавах накануне ФП позволяет выявить особенности на температурных кривых Ср в предпереходной области накануне ФП [80,81,82,83,84]. В работе было проведено изучение тепловых эффектов в области ФП в исследуемых сплавах-при помощи калориметра, изготовленного в нашей лаборатории. Работа калориметра основана на принципе тройного теплового моста [91]. На основании измеренных значений теплоемкости Ni и Со было установлено, что погрешность измерений не превышает 0.05 кал/г.

Электросопротивление как метод изучения ФП и предпереходных явлений в сплавах. В ряде работ обнаружено аномальное поведение электросопротивления накануне ФП [13,32,88,89,90,280,368]. В предмартенситной области температур и концентраций в сплавах на основе TiNi на температурных зависимостях кривых электросопротивления производная от этой кривой dp/dT уменьшается и затем изменяет знак. На вид кривой р(Т) оказывают влияние легирующие элементы. [13,32, 88,89,90,190,280,368].

Электросопротивление весьма чувствительно к изменению к средней дефектности среды. В работе этот метод применяли для изучения состояния кристаллической решетки при изменении температуры, при деформационном воздействии и при облучении у-квантами. Измерение электросопротивления осуществляли при помощи стандартного четырехточечного метода путем присоединения к образцу размерами 1,5x0,7x18 мм четырех проводов [103]. Погрешность этого метода составляла величину порядка ±0,002x10" Омхм. Образцы нагревали в специальной трубчатой печи с однородным температурным полем со скоростью 2 град/мин. Изменение температуры регистрировали термопарой, находящейся на поверхности образца. Погрешность измерения температуры ±5°С.

Механические свойства в металлических системах и их изменение в области ФП. При деформации металлов и сплавов в области ФП наблюдается резкое повышение пластичности. Этот эффект имеет место при бездиффузионных и диффузионных ФП. Это свидетельствует о том, что независимо от механизма ФП кри

36 сталлическая решетка в области перехода находится в особом состоянии, которое способствует повышению пластичности материала [46].

Кроме повышения пластичности, наблюдается изменение и других механических свойств (сверхупругость, сверхпластичность) [92,93,94]. При' деформации металлических систем происходят релаксационные процессы, величина которых определяется упругой энергией дислокаций и энергий д.у. [53,95,96], которые вблизи ФП существенно снижаются. При ГЦК-ОЦК ФП наблюдается значительное изменение анизотропии упругих констант при приближении к температуре начала МН) и это может способствовать появлению в предпереходном состоянии д.у. и формированию дислокационных субструктур в обеих фазах [97]. В случае деформации сплавов, испытывающих МП в температурном интервале Мн < Мд? этот процесс дает дополнительный вклад уже в деформационное МП.

В сплавах, испытывающих термоупругие МП, обнаружено сильное неупругое поведение материала в предмартенситном состоянии [1,5]. Таким образом, проявляется эффект сверхпластичности. Это явление обусловлено возможностью индуцирования МП при приложении внешней нагрузки.

Изучение параметров ЭПФ в сплавах на основе TiNi позволяет судить о состоянии кристаллической решетки в области ФП. В работе были проведены испытания сплавов, в которых имеет место ЭПФ, при помощи модифицированной испытательной машины типа "Поляни".

Таким образом, использование описанных методов в работе позволило получить экспериментальную информацию, представляющую собой надежную и обширную базу количественных данных о предварительных воздействиях (деформацией, приложенным напряжением, облучением у-квантами т.п.) на диффузионные и бездиффузионные ФП в металлических системах. Весьма полная картина выявленных закономерностей позволяет использовать результаты и положения, полученные в данной работе, для дальнейшего развития научного направления "Предпере-ходные явления, фазовые превращения в металлических системах и влияние внеш-неэнергетических воздействий на фазовые переходы". Все это позволяет выработать новые представления, связанные с практическим применением особых состоя

37 ний материалов в области ФП. Следует отметить, что среди исследованных сплавов находятся сплавы на основе никелида титана, обладающие интересными свойствами (эффекты памяти формы, сверхэластичности и др.,) и сплавы на основе CuPd с перспективными резистометрическими свойствами, которые используют в электротехнической промышленности.

Во всех исследуемых материалах обнаруженные особенности имеют общие черты и могут бьггь использованы практически. Полученные в работе новые закономерности по воздействию пластической деформации и приложенного напряжения на предпереходные состояния и фазовые переходы позволяют провести разработку новых термомеханических режимов обработки в исследуемых сплавах.

Часть результатов в диссертационной работе получена в Научно-исследовательском институте медицинских материалов и имплантатов с памятью формы при СФТИ и ТГУ, занимающихся разработкой и созданием материалов с ЭПФ на основе TiNi. Часть задач получила свое развитие в ходе научных исследований и связана с практическими разработками.

Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:

1. Структурными методами исследовать состояния в сплавах со сверхструктурой В2 как в широкой области фазовых переходов, так и при создании различными воздействиями состояния материала, отличного от исходного. Провести все это в рамках одной сравнительной методики.

2. Изучить, как отражается предварительное деформационное воздействие на изменении структурных свойств в сплавах со сверхструюурой В2 во время фазовых переходов.

3. Провести анализ кристаллохимических факторов, влияющих на диаграммы МП и на закономерности фазовых переходов в сплавах на основе никелида титана.

Публикации. По теме диссертации опубликовано более сотни публикаций в том числе 58 статьи, одно практическое руководство и две монографии.

Структура диссертации. Диссертация состоит из введения, 4 глав и заключения, в котором приведены основные результаты и выводы, а также списка цити

Основные выводы:

444

1. Обобщение экспериментальных закономерностей, представляющих собой обширную базу данных о поведении структурных параметров в сплавах со сверхструктурой В2 TiNi-TiMe и CuPd в области фазовых переходов, выявило наличие широкого спектра аномальных явлений. Обнаруженный спектр разнообразных особенностей отражает сложный характер неустойчивости кристаллической решетки в сплавах со сверхструктурой В2. Они заключаются в нелинейном характере изменения параметров элементарных ячеек, коэффициентов термического расширения, атомных объемов, среднеквадратичных смещений атомов, в анизотропном характере поведения среднеквадратичных смещений атомов в фазе В2. Выявлен анизотропный характер изменения коэффициентов термического расширения в некубических фазах в области переходов и в температурных областях, предшествующих фазовым переходам.

2. Обнаружено, что характерным явлением в сплавах TiNi-TiMe является закономерное изменение характера бейновской деформации в зависимости от последовательностей МП. Значения элементов матрицы перехода коррелируют с величиной атомного объема мартенситной фазы, разницей между атомными объемами ау-стенитной и мартенситной фаз и скоростью изменения фазового состава. Установлено, что при превышении средневзвешенного атомного объема величины 0,0145 нм3 последовательность МП B2-R-B19' меняется на В2-В19'. Значения элементов матрицы перехода (еь s2, £3 и t) для сплавов с МП B2-R-B19' практически не зависят от атомного объема: £1 принимает наибольшие значения; s2 - наименьшие; е3 и t - наибольшие. В сплавах с МП В2 - В19'(В 19) численные значения элементов матрицы перехода зависят от атомного объема: абсолютные значения 81 значительно увеличиваются с ростом атомного объема в сплавах; элементы матрицы перехода е2 имеют тенденцию с ростом атомного объема менять знак от отрицательных значений к положительным; численные значения S3 меняются в широких пределах (от 0,08 до 0,13) в зависимости от атомного объема; величина элементов матрицы перехода t, характеризующая моноклинное искажение в структуре В19', уменьшается с увеличением атомного объема.

445

3. Построена диаграмма МП в сплавах вдоль квазибинарного разреза TiNi-TiPd. Показано, что легирование палладием сплава Ti49Ni51 приводит к немонотонному изменению температуры начала МП Мн, влияет на полноту перехода и меняет последовательность мартенситных переходов. В концентрационной области от О до ~30 ат.% Pd наблюдается МП В2-В19' с хорошо выраженными предпереходны-ми состояниями, которые проявляются в отклонении от линейного поведения структурных параметров и физических свойств в широкой температурной области. В интервале концентраций от 36 до 50 ат.% Pd - МП В2-В19. Температура начала МП имеет минимум в окрестности 10 ат.% Pd при ~ 80 К.

4. Измерены критические температуры прямых и обратных переходов, определены их последовательности и построена концентрационная диаграмма МП для системы сплавов TiNi-NiRh. Показано, что с ростом концентрации атомов Rh происходит снижение температур начала мартенситных переходов Мн и TR. Скорость снижения температуры Мн выше, чем скорость снижения температуры Tr. В результате наблюдается разделение кривых Мн и TR и область существования R-фазы расширяется.

5. Установлено деление концентрационных диаграмм МП в системах TiNi-TiMe на три типа в зависимости величины от сверхструктурного сжатия и последовательностей МП. Показано, что в системах TiNi-TiFe, TiNi-TiCo и TiNi-TiRh имеет место более значительное сверхструктурное сжатие (А —0,06 4- -0,08), чем в бинарном сплаве TiNi (Д ~ -0,035). На диаграммах МП первого типа наблюдаются протяженные по концентрации и температуре области существования R-фазы. Замещение атомов Ni третьим элементом приводит к интенсивному понижению характеристических температур мартенситных переходов. Второй тип диаграмм МП существует в квазибинарных системах TiNi-TiPd, TiNi-TiPt и TiNi-TiAu, у которых величина сверхструктурного сжатия мало отличается от значений сверхструктурного сжатия в бинарном сплаве TiNi. Характерными свойствами диаграмм МП этого типа является, во-первых, малая область существования R-фазы, во-вторых, замена атомов Ni третьим элементом вызывает повышение температуры начала МП. Сплавы системы TiNi-TiCu образуют третий тип концентрационных диаграмм МП.

446

В сплавах этой системы величина сверхструктурного сжатия меньше, чем в бинарном сплаве TiNi. Замена никеля медью слабо меняет температурную область существования МП и вызывает смену последовательностей переходов: В2-В19, В2-В19-В19', В2-В19'-В19", В2-В19 и др. Особенностью системы TiNi-TiCu является отсутствие перехода B2-R.

6. Показано, что в тройных сплавах TiNi-TiMe сверхструктурное сжатие и атомный объем являются управляющими параметрами в стабилизации структур В19 или В19'. Моноклинность в фазе В19, переводящая ее в структуру В19', обра-зутся только при достижении критической величины сверхструктурного сжатия, равного А ~ -0,03, и сопровождается резким изменением параметров орторомбич-ности. Установлено наличие критического значения атомного объема ~0,0139 нм3, начиная с которого происходит скачкообразное изменение угла моноклинности и орторомбичности в фазе В19' (угол моноклинности {3—>90°, с!Ь стремится к предельному значению равному ~1,05, alb и а/с значительно уменьшаются до значений ~0,60 и ~0,57 соответственно).

7. Показано, что смена последовательностей мартенситных превращений с В2-R-B19' на В2-В19' коррелирует со значениями термических коэффициентов расширения. В сплавах с МП B2-R-B19' коэффициенты аа имеют отрицательные значения и линейно зависят от электронной концентрации и размерного фактора. Коэффициенты термического расширения щ в сплавах как с МП B2-R-B19', так и в сплавах с переходами В2-В19' всегда больше нуля. Коэффициенты термического расширения ас почти всегда обладают отрицательными значениями, за некоторым редким исключением. Выявленные особенности в поведении термических коэффициентов расширения отражают усиление эффектов ангармонизма кристаллической решетки.

8. Дана расширенная классификация петель гистерезиса термоупругих МП, в основе которой лежит связь между "химическими" (Agx) и "нехимическими" (AgHx) вкладами в фактическую движущую силу превращения (gD) и разницей между атомными объемами аустенитной и мартенситной фаз ДПА"М. Смена соотношения между фактической движущей силой превращения и нехимическим вкладом

447 в движущую силу превращения от gD>0,5AgHx на gD<0,5AgHx сопровождается изменением знака в разнице между атомными объемами аустенитной и мартенситной фаз. В сплавах с gD>0,5AgHx наблюдается положительный скачок атомного объема AQa"m. В сплавах с gD<0,5AgHx МП - отрицательный скачок атомного объема AQa"m. Установлено, что в сплавах, в которых в процессе МП соотношения между атомными объемами аустенитной и мартенситной фазами меняются. Это отражается в изменении соотношения между фактической движущей силой и нехимическим вкладом (gD<0,5AgHx или gD>0,5AgHx).

9. Особенностью ФП B2-R является его близость к фазовому переходу второго рода. Этот переход описывается параметром превращения, которым является угол ромбоэдричности aR в R-фазе. На основе анализа температурных зависимостей параметра превращения в сплавах TiNi-TiFe, TiNi-TiCo и TiNi-TiRh установлена невыполнимость закона соответственных состояний при ФП B2-R. Легирование третьим элементом TiNi приводит к таким изменениям, что переходы B2-R в сплавах TiNi-TiMe не являются в термодинамическом смысле подобными. Обнаруженное явление свидетельствует о значительном изменении дальнодействующих взаимодействий и это коррелирует с появлением отрицательных значений коэффициентов термического расширения в мартенситной фазе. Показано, что в сплавах TiNi-TiCo и TiNi-TiRh с ростом концентрации третьего компонента область существования R-фазы становится более протяженной и максимально достижимое значение угла ромбоэдричности aR уменьшается. Выявлены особенности влияния деформации на структурно-фазовые состояния в сплавах TiNi-TiMe при ФП B2-R. При деформации переход B2-R приближается к ФП I рода.

Ю.Установлено, что предварительная пластическая деформация сплавов TiNi-TiMe приводит к изменению температурных областей ФП, структурно-фазовых состояний и полноте перехода, вызывает уменьшение параметра решетки и атомного объема в остаточной фазе В2, изменяет параметры элементарных ячеек и атомные объемы кристаллов мартенситной фазы. Обнаружено немонотонное влияние деформации на устойчивость кристаллической решетки фазы В2 в температурной области предшествующей началу МП. Это проявляется в поведении коэффициен

448 тов теплового расширения в фазе В2. В сплаве Ti5oNi47Fe3 при электронно-микроскопических исследованиях деформированных образцов не были обнаружены области, микродифракционные картины от которых имели бы диффузные тяжи, характерные для исходного состояния. В сплавах с МП В2-В19' поле деформации, вызванное дефектами, способствует такому изменению численных значений элементов матрицы перехода, что их величины приближаются к численным значениям элементов матрицы перехода для сплавов с МП B2-R-B19'.

11.In situ рентгеноструктурными исследованиями выявлены особенности изменения структурно-фазового состояния в сплаве TiNi(Mo) и получена трехмерная зависимость изменения фазового состава от температуры испытаний и деформации. В температурной области, превышающей начало МП на 50 К, деформационный переход В2-В19' происходит только при значительных степенях деформации растяжением. При температуре испытаний, превышающей температуру начала МП Мн на 20 К, небольшое деформационное воздействие инициирует деформационный ФП В2-В19'. Деформация при температуре вблизи Мн на начальном этапе приводит к ФП В2-В19'. Дальнейшее увеличение степени деформации, начиная с ~10%, вызывает переход B2-R, который наблюдается на фоне роста объемной доли мартенситной фазы В19'. Выявлено, что небольшие деформационные воздействия на сплав при температуре в области МП вызывают деформационный ФП R-B19', который практически заканчивается при деформации ~10%. Наблюдается интенсивное уменьшение атомных объемов фаз R и В19' в узком интервале деформаций (от 0 до ~5%). Величина коэффициента теплового расширения в фазе В2 в температурной области, предшествующей МП, немонотонно зависит от деформации и приложенного внешнего напряжения.

12.Получена температурная зависимость параметра дальнего порядка в сверхструктуре В2 в сплаве Си-40 ат%Рё. Процесс разупорядочения в фазе В2 является ФП I рода близким к переходу второго рода. Установлено, что изменение параметра дальнего порядка в сверхструктуре В2 в сплаве Cu-40 ar.%Pd не подчиняется закону соответственных состояний, который имеет место при разупорядочении в фазе В2 в сплавах CuZn, FeCo и AgZn. При отклонении концентрации сплава от вер

449 шины купола на диаграмме Т-С, приходящейся на 40 ar.%Pd, параметр порядка в сверхструктуре В2 меняется большим скачком. Фазовый переход порядок-беспорядок принимает черты ярко выраженного ФП I рода. Это свидетельствует о важной роли нестехиометричности в этих процессах.

13.Обнаружено, что характерным свойством фазы А1 является проявление неустойчивости к концентрационным неоднородностям и атомным смещениям. Показано, что в двухфазной области при ФП В2-»А1 и А1зак->В2-»А1 существуют концентрационные неоднородности. Определены границы области существования разупорядоченной метастабильной фазы А1 в сплаве Си-36 ат.%Р& Концентрационные неоднородности сохраняются в упорядоченной фазе со структурой В2 и снимаются лишь в результате длительных отжигов. При нагреве упорядоченного сплава CuPd выше 560 °С проявляется неустойчивость к образованию концентрационных волн.

14. Установлено, что в уравнении Аврами коэффициент п=0,4.Это указывает на изменение фазового состава за счет движения некогерентной межфазной границы в условиях объемной диффузии. Определены энергии активации различных процессов при ФП В2->А1, А1->В2, (В2+А1)деф->В2, А1ЗАк->В2 в сплавах Cu-Pd в области 40 ar.%Pd. Изменение атомного дальнего порядка в упорядоченном не-деформированном сплаве при ФП В2-»А1 контролируется объемной диффузией атомов с энергией активации ~250±40 кДж/моль. Энергия активации восстановления атомного дальнего порядка в процессе последеформационных отжигов равна 33 кДж/моль, что является аномально низким (это значение почти в три раза меньше энергии активации граничной диффузии, диффузии по дислокациям и процесса миграции закалочных вакансий). Это свидетельствует об аномальном увеличении подвижности атомов в процессе ФП (В2+А1)деф-»В2. Экспериментально определены значения энергий активаций процессов релаксации микроискажений (Q=146±20 кДж/моль) и роста ОКР (Q=92±20 кДж/моль) в фазе В2, происходящих при отжиге пластически деформированных сплавов Cu-Pd.

450

ЗАКЛЮЧЕНИЕ И ВЫВОДЫ

В металлах и сплавах со сверхструкгурой В2 проявляется целый комплекс различных явлений, связанных с неустойчивостью структуры (концентрационной, механической, наличием структурных дефектов и др.), которые способствуют разным фазовым превращениям (мартенситным, бейнитным, фазовым переходам порядок-беспорядок, процессам распада и др.). Только в результате систематических экспериментальных исследований стало возможным выявить и сформулировать общие закономерности в изменении структурных свойств в области ФП, отражающих влияние кристаллохимических факторов на характер изменения структурно-фазовых состояний в сплавах с В2 структурой. Проведено изучение поведения параметров, описывающих состояние кристаллической решетки в области ФП, при помощи различных методов (in situ рентгеноструктурного анализа, метода электронной микроскопии, калориметрии, измерения температурных зависимостей электросопротивления и др.) в недеформированных и деформированных сплавах.

В сплавах со сверхструктурой В2 TiNi-TiMe и CuPd, обладающих как диффузионными, так и бездиффузионными ФП, экспериментально определены особенности изменения параметров тонкой кристаллической структуры, таких как параметры элементарных ячеек, атомные объемы, коэффициенты термического расширения, параметры дальнего порядка, размеры областей когерентного рассеяния, микроискажения второго рода, вероятности образования дефектов упаковки, элементы матрицы деформации при фазовых переходах, факторы Дебая-Валлера, температуры Дебая, среднеквадратичные смещения атомов из узлов кристаллической решетки.

В экспериментах in situ при изучении структурных свойств предпереходных состояний, внутрифазовых превращений и фазовых переходов получен большой массив новых экспериментальных данных, которые позволили выделить общее и особенное в поведении параметров, описывающих состояние кристаллической решетки в сплавах с В2 структурой. На основании анализа полученных данных в сплавах TiNi-TiMe выявлена взаимосвязь между диаграммами мартенситных пре

439 вращений, кристаллохимическими факторами и поведением структурных параметров.

При фазовых переходах в сплавах со сверхструктурой В2 с несовершенным дальним порядком проявляется ряд общих закономерностей. Это, с одной стороны, существование в одной температурной области основного ФП первого рода, фазовых переходов близких ко второму роду и внутрифазовых переходов как предшествующих основным превращениям, так и происходящих в остаточной фазе в двухфазной области. В сплавах на основе TiNi наблюдаются разные последовательности фазовых переходов: B2-R-B19', В2-В19', В2-В19-В19' и др. ФП В2-В19' и R-B19' это переходы первого рода, а переход B2-R - переход близкий ко второму роду. В сплавах Cu-Pd, в области 40 aT.%Pd, одновременно со структурным переходом В2-А1 происходит ФП порядок-беспорядок (процесс разупорядочения в сверхструктуре В2), который имеет черты фазового перехода второго рода.

В результате экспериментальных исследований было обнаружено, что в сплавах со сверхструктурой В2 TiNi-TiMe и CuPd выявленные особенности в поведении структурных свойств обусловлены развитием внутрифазовых переходов, которые могут проходить как одновременно с фазовыми переходами, так и предшествовать им. Отличительными признаками внутрифазовых переходов являются разные температурные зависимости параметров элементарных ячеек и атомных объемов в исходной и остаточной фазах при неизменной симметрии исходной средней решетки. Внутрифазовые превращения в предпереходной области способствуют существенному снижению барьеров зарождения новой фазы. Растущие при МП кристаллы новой фазы своими упругими полями меняют состояние кристаллической решетки исходной фазы таким образом, что приводит к образованию ряда метастабильных состояний. Существование которых, проявляется в виде внутрифазовых переходов в двухфазной области.

С другой стороны в результате исследования деформационного фазового перехода В2-А1 в сплаве CuPd показано, что в низкотемпературной области деформированная фаза А1 более стабильна, чем деформированная фаза В2. Стабильность фазы В2 уменьшается с понижением степени атомного дальнего порядка и с из

440 мельчением АФД. При этом было выделено три этапа деформационного превращения В2->А1: 1) при деформациях от 0 до ~10% наблюдается линейное увеличение объемной доли фазы А1 с одновременным измельчением доменной и блочной структур без заметного понижения атомного дальнего порядка в фазе В2; 2) при деформациях от 10 до ~ 30% происходит основное изменение фазового состава в условиях понижения атомного дальнего порядка при практически постоянных размерах АФД и ОКР; 3) при деформациях превышающих 30% наблюдается насыщение превращения В2-А1 при равном содержании фаз В2 и А1 и сопровождается резким нарастанием микроискажений второго рода в фазе В2. Обнаружено, что при деформации упорядоченной фазы В2 образуется разупорядоченная фаза А1 с повышенным содержанием Pd по сравнению со средним составом.

Экспериментальные исследования влияния пластической деформации в сплавах на основе никелида титана выявило ряд структурных изменений. Во-первых, в сплаве TiNi(Fe) создается деформационный наклеп с созданием высокой скалярной (до <р>=1х10псм"2) и избыточной (р± =1,2 х10псм"2) плотности дислокаций. Во-вторых, наблюдается процесс массового микродвойникования сплава, особенно заметный при деформациях выше 20%. В-третьих, происходит перестройка дислокационной структуры с образованием так называемых "структур ориентационного хаоса" (при е=60%). Рефлексы фазы В2 обладают сильным азимутальным размытием. Установлено, что дальнейшее увеличение деформации (прокатка до 60 + 90%) создает в материале своеобразную смесь двух структур, различающихся масштабным уровнем - нанокристаллических структур (d=80+100 нм) и квазиаморфных (d<5 нм). В результате деформации, образовавшаяся дефектная структура, оказывает влияние на МП в сплавах.

Другая важная совокупность явлений в сверхструктуре В 2 обусловлена ее неустойчивостью к атомным смещениям. Неустойчивость сверхструктуры В2 зависит от различных взаимоконкурирующих факторов, которые определяются как особенностью ОЦК решетки, где ближайшие соседи некоторого фиксированного атома не являются ближайшими соседями друг друга, так и числом (s+d) электронов на энергию связи, размерным фактором и др. Размерный фактор хорошо про

441 является на устойчивости сверхструктуры В2 в величине "щели" между атомами на второй координационной сфере, на характере и пути фазовых переходов.

Дальнейшее развитие представлений о механизмах ФП из сверхструктуры В2 в А1 невозможно проводить без информации о различных кинетических процессах. Кратко отметим те закономерности, которые удалось установить при изучении кинетики различных процессов при ФП В2<=>А1. Процесс образования упорядоченной фазы В2 из закаленного твердого раствора Cu-36 ar.%Pd происходит по диффузионному механизму с расслоением по концентрации. Обнаружено, что в разупорядоченной фазе в двухфазной области (А1+В2) при ФП А1зак-->В2 наблюдается сильная концентрационная неоднородность. Она проявляется в уширении брэгговских рефлексов структуры А1 с ростом температуры. Энергия активация этого процесса равна 100 ± 20 кДж/моль, что сравнимо с энергией активации граничной диффузии и миграции вакансий. Энергии активации процессов, протекающих при нагреве деформированного упорядоченного сплава при ФП (В2+А1)дЕФ-»В2, ниже значений энергии активации таких же процессов в неде-формированном сплаве и соизмеримы с энергиями миграции вакансий и граничной диффузии атомов. Установлено, что в сплаве CuPd отсутствует МП и наблюдается перераспределение компонентов в сосуществующих фазах со структурами А1 и В2. Это является необходимым для осуществления структурных ФП В2-»А1, А1-»В2, (В2+А1)деФ->В2, А1ЗАК—»В2 и деформационного фазового перехода В2-»А1. Все превращения диффузионные. На эти превращения накладываются явления, связанные с неустойчивостью кристаллической решетки и наличием внутрифазовых переходов.

Общей характерной чертой ОЦК решетки при ее перестройке в более плот-ноупакованнные структуры является комбинация бейновской деформации (ej, £2, £3 характеризуют сжатие кристаллической решетки вдоль направлений типа [001]В2, растяжение или сжатие вдоль направлений типа [110]В2 и растяжение вдоль направлений [110]В2 соответственно) и перетасовочных смещений. В сплавах на основе TiNi случае МП В2-В19' добавляется и сдвиговая деформация (t характеризует однородный сдвиг). В сплавах Cu-Pd при ФП В2-А1 наблюдается комбинация

442 бейновской деформации вместе с процессами разрушения дальнего порядка в сверхструктуре В2. Структурный ФП В2-А1 по механизму первого рода воздействует на процесс разупорядочения в сверхструктуре В2 таким образом, что ФП порядок-беспорядок не является в строгом смысле ФП второго рода. Установлено, что в сплавах с МП B2-R-B19' бейновская деформация Si имеет значениям близкие практически к одной величине —0,04. Наличие "канала" перехода через R-фазу приводит к меньшим деформациям кристаллической решетки, чем при переходе В2-В19'(В19). Появление сдвиговой компоненты деформации, которая сопровождает смену последовательностей МП от В2-В7719 на В2-В19', вызывает значительное изменение бейновской деформации, дилатационных изменений атомных объемов и влияет на коэффициент заполнения пространства аустенитных и мартенсит-ных фаз.

Специфические особенности МП в сплавах на основе TiNi проявляются разнообразным характером поведения в зависимости от различных параметров, описывающих состояние кристаллической структуры. Так, например, сплавы с МП В2-R-B19' могут существовать только при определенных значениях атомного объема. При превышении теоретического атомного объема значений ~0,0145 нм последовательность МП B2-R-B19' меняется наВ2-В19'. Сплавы с переходом через R-фазу имеют отрицательные значения относительного скачка атомного объема между ау-стенитной и мартенситными фазами (AQa'm=Qa-Qm), не превышающие значения порядка -0,012. В сплавах с МП В2- В19' и В2-В19 относительная величина скачка атомного объема может быть больше и меньше нуля и принимать большие по абсолютной величине значения (AQa"m до ±0,05). Выявлено влияние электронной концентрации на вид диаграмм МП. Установлено наличие предельной концентрации сплавах на основе TiNi равное 7 эл./ат. Отклонение в меньшую сторону от 7 эл./ат. способствует последовательности переходов B2-R-B19'. В сплавах с электронной концентрацией больше 7 эл./ат наблюдаются в основном переходы В2-В19 и В2-В19'. Абсолютные значения коэффициента термического расширения аа по направлению [100]Bi9' стремятся к 0 при отклонении электронного фактора от 7 эл./ат. В сплавах с переходом В2-В19' коэффициенты аа обладают большим раз

443 бросом значений от -60x106 до +40x106 К"1. Коэффициенты аь в сплавах МП B2-R-В19' линейно зависят от электронной концентрации, а сплавах с МП В2-В19' поведение коэффициентов щ от электронной концентрации является не линейным. Обнаружена сильная зависимость углового коэффициента термического расширения ар от электронной концентрации, проявляющаяся в росте абсолютного значения ар при отклонении в большую и меньшую сторону от 7 эл./ат.

В диссертационной работе большое внимание уделено анализу петель гистерезиса МП, поскольку специфика термоупругих МП в сплавах на основе TiNi проявляется очень хорошо на петлях гистерезиса. Действительно, наши исследования позволили экспериментально установить, что увеличение температурного интервала начального этапа МП, вызванного процессами зарождения, нелинейно зависит от роста соотношения между нехимическим и химическим вкладами в теплоту превращения AgHx/gx- С ростом значений соотношения AgHx/gx до критического значения порядка ~0,5 наблюдается значительное увеличение температурного интервала начального этапа МП. Выявлено существование области линейного соответствия между величиной температурных интервалов начального этапа МП и отношением gD/gx. С увеличением значений соотношений фактической движущей силой превращения к химическому вкладу в теплоту превращения растет температурная область начального этапа превращения. Обобщение феноменологических данных, полученных из анализа формы петель гистерезиса МП, позволило выявить следующую корреляцию. Вклад "нехимического" фактора уменьшается с ростом числа (s+d) электронов, но растет с увеличением размеров атомов легирующего элемента. Обнаружено, что в процессе МП интенсивность изменения фазового состава AV/ДТ уменьшается с увеличением размерного и электронного факторов.

Выяснены особенности поведения кристаллической решетки в области ФП при помощи развитых в работе методов анализа структурно-фазовых состояний в сплавах на основе TiNi. Результаты исследований могут быть использованы в медицине при создании имплантатов с памятью формы, что указывает на практическую значимость результатов.

1. Пушин В.Г., Хачин В.Н., Кондратьева В.В. Никелид титана. Структура и свойства. М.: Наука. - 1992. -160с.

2. Пушин В.Г., Кондратьева В.В., Хачин В.Н. Предпереходные явления и мартен-ситные превращения. Екатеринбург: РАН. 1998. -368с.

3. Гюнтер В.Э., Итин В.И., Монасевич Л.А. и др. Эффекты памяти формы и их применение в медицине. Новосибирск.: Наука. -1992. - 742 с.

4. Лихачев В.А., Кузьмин С.Л., Каменцова З.П. Эффект памяти формы. Л.: ЛГУ, 1987.-216 с.

5. Гюнтер В.Э., Домбаев Г.Ц., Сысолятин П.Г. и др. Медицинские материалы и им-плантаты с памятью формы. Томск.: ТГУ. - 1998. - 486 с.

6. Gunter V.E., Dambaev G.Z., Sysolyatin P.G., Ziganshin R.V., Kornilov N.V., Mirgazizov M.Z., Mironov S.P., Fomochev N.G., Hodorenko V.N., at. al. Delay Law and New Class of Materials and Implants in Medicine. STT Pulishing. USA. 2000. - 430 p.

7. Варлимонт X., Дилей Л. Мартенситные превращения в сплавах на основе меди, серебра и золота. М.: Наука, 1980. - 206 с.

8. Корнилов И. И., Белоусов O.K., Качур В.В. Никелид титана и другие сплавы с эффектом "памяти". М.: Наука. - 1975. - 178 с.

9. Козлов Э.В., Мейснер Л.А., Клопотов А.А., Тайлашев А.С./Неустойчивость кристаллической решетки накануне структурных фазовых переходов //Изв. вузов. Физика.-1985.-№5 .-С.118-126.

10. Ю.Клопотов А.А., Тайлашев А.С., Попов С.Н. и др. /Тепловые эффекты превращений В2-А1 в сплаве CuPd//Известия вузов. Физика. 1993 - №2. - С.35 -38.

11. Клопотов А. А., Тайлашев А. С., Козлов Э. В. /Кинетика фазового перехода В2-А1 в сплаве Cu-40aT.%Pd //Упорядочение атомов и свойства сплавов. Киев: Нау-кова думка, 1979.-С. 115-118.

12. Клопотов А.А., Тайлашев А.С., Козлов Э.В. /О механизме структурного фазового превращения в сплаве CuPd //Изв.Вузов.Физика. 1988. - N6. - С.67-72.451

13. Лотков А.И., Гришков В.Н./Никелид титана. Кристаллическая структура и фазовые превращения //Изв. вузов. Физика. 1985. - №5 .-С .68-87. 14.0оцука К. и др. Сплавы с эффектом памяти формы. - М.: Металлургия, 1990. -221 с.

14. Мукереджи К., Чандрэсиэрэн М., Миллило Ф./Превращение предмартенситной фазы в мартенсит, связанное с эффектом запоминания формы //Эффект памяти формы в сплавах. М.: МетаЛлургия, 1979. - С.155-177.

15. Попов Л.В., Конева Н.А., Терешко Б.В. Деформационное упрочнение упорядоченных сплавов. М.: Металлургия. - 1979. - 156 с.

16. Попов Л.Е., Козлов Э.В. Механические свойства упорядоченных твердых растворов. М.: Металлургия, 1970. - 216с.

17. Панин В.Е., Гриняев Ю.В. и др. Структурные уровни пластической деформации и разрушения. Новосибирск.: Наука. - 1990. - 255с.

18. Кулагина В.В., Жоровков М.Ф./Исследование влияния точечных дефектов на устойчивость В2 решетки методом молекулярной динамики //Изв.Вузов.Физика. -1992.- №1. - С.3-8.

19. Паскаль Ю.И.//Равновесные структуры и необратимые явления при термоупругих мартенситных превращениях. Диссертация на соискание ученой степени д.ф.-м.н. в виде научного доклада 1995. - 98с.

20. Ильин А.А./Сплавы с эффектом запоминания формы //Итоги науки и техники. Металловедение и термическая обработка. М.: ВИНИТИ. - 1991. - С.3-59.

21. Mayer J.E., Strieter S.F./Phase Transition//J.Chem.Phys. 1039. V.7. - P.1019-1025

22. Парсонидж H., Стейвли Л. Беспорядок в кристаллах. М.: Мир, 1982. -Т.1. -438с.

23. Матвеева Н.М., Козлов Э.В. Упорядоченные фазы в металлических системах. -М.: Наука. 1989. - 247 с.452

24. Jones F.W., Sykes C./Phase Transformation in Cupper-Palladium Alloys//J. Inst. Met. -1939. V. 65. -N2.-P 419-433.

25. Итин В.И., Найбороденко Ю.С. Высокотемпературный синтез интерметаллических соединений. Томск: ТГУ, 1989. - 212 с.

26. Тяпкин Ю.Д., Лясоцкий И.В./Внутрифазовые превращения //Итоги науки и техники. МИТОМ. М.: ВИНИТИ АН СССР. -1981. - Т.15. - С.47-110.

27. Кривоглаз М.А. Теория рассеяния рентгеновских лучей и тепловых нейтронов реальными кристаллами. М.: Наука, 1967. 336с.

28. Тяпкин Ю. Д./Электронография //Итоги науки и техники. Металловедение и термическая обработка. М.: ВИНИТИ 1977. - Т. 11. - С. 152 - 212.31 .Гинье А. Рентгенография кристаллов. М.: ФМ, 1961. - 602с.

29. Ватанайон С., Хегеман Р.Ф./Мартенситные превращения в сплавах со структурой р-фазы //Эффект памяти формы в сплавах. М.: Металлургия. - 1979. - С. 110127.

30. Дубинин С.Ф., Теплоухов С.Г., Пархоменко В.Д./Влияние атомного порядка на температуры мартенситных превращений сплава Ti49Ni5i/M>MM. 1994. - Т.78. №2. - С.84-90.

31. Клопогов А.А., Иванов Ю.Ф., Гирсова Н.В., Козлов Э.В./Влияние пластической деформации и термомеханической обработки на фазовые переходы в сплаве Ti5oNi47Fe3//Металлофизика и новейшие технологии. 1997. - Т. 19, N11.- С.53-57.

32. Enami К. et. al./A Lasalmonie Comment on elastic softening and electron diffraction anomalies prior to the martensitic transformation in NiAiPi alloy//Scr.Met. 1978. -V.11.N5. - P.527-528.

33. Архангельская A.A., Литвинов B.C., Полева В.В ./Упорядочение и нестабильность Р-фазы в системе Ni-Al// ФММ. 1978. - Т.48. Вып. 6. - С. 1256-1261.

34. Tong Н.С., Wayman C.M./Direction Evidence of Pretransformation Lattice Instabili-ties//Phys.Rev.Letters. 1974. - V.21. - P. 1185-1188.

35. Cornelis I., Oshima O., Tong H.C., Wayman C.M./Direct Observations of Pretransformation Lattice Instabilities/^ cr.Met. 1974. - V.8. - P.133-144.453

36. Дзиграшвили Т.А., Джибути М.В., Кокорин В.В. и дрУДиффузное рассеяние электронов и нестабильность решетки в сплаве Си-Р<1//Изв.Вузов. Физика. 1976. N1. С.149-151.

37. Пушин В.Г., Хачин В.Н., Иванова Л.Ю. и дрУОсобенности микроструктуры и фазовых превращений в тройных сплавах Ti5oNi5o.xCox с эффектом памяти формы. III. Ромбоэдрический мартенсит//ФММ 1994. - Т.77. Вып. 5. - С.142-154.

38. Кондратьев В.В., Пушин В.Г. и др./Исследование структуры у и а фаз в сплавах вблизи точки мартенситного превращения. III. Неустойчивость кристаллической решетки в а-мартенсите //ФММ. 1978. - Т.45. №4. - С.771-782.

39. Sikka S.K., Vohra Y.K. /Omega phase in materials //Progr. Mater. Sci. 1980. - V.27, N3-4. - P.245-310.

40. Лясоцкий И.В., Тяпкин Ю.ДУСтруктура сплавов системы ниобий-тантал-цирконий. Диффузное рассеяние электронов и рентгеновских лучей в сплавах с 50 ат.% ниобий //ФММ. 1973. - Т.36. №6. - С.1260-1270.

41. Сударева С.В., Журавлева Е.Н. /О природе диффузного рассеяния в сплавах ниобий-алюминий и титана с переходными элементами //ФММ. 1980. - Т.50. Вып. 1. - С.130-141.

42. Кайбышев О.А. Пластичность и сверхпластичность металлов. М.: Металлургия. 1975.-280с.

43. Горелик С.С., Расторгуев Л.Н., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электрон-нооптический анализ. М.: Металлургия. 1970. -368 с.

44. Миркин Л.И. Справочник по рентгеноструктурному анализу поликристаллов. -М.: ФМ, 1961. 860 с.

45. Вейс Р. Физика твердого тела. М.: Атомиздат, 1968. - 456с.

46. Джеймс Р. Оптические принципы дифракции рентгеновских лучей. М.: ИЛ, 1950. - 572с.454

47. Лысак Л.И., Николин Б.И. Физические основы термической обработки стали. -Киев.Техника, 1975. С.131-134.

48. Иверонова В.И., Ревкевич Г.П. Теория рассеяния рентгеновских лучей. М.: МГУ, 1972. - 246с.

49. Скороходов В.В., Солонин Ю.М. Дефекты упаковки в переходных металлах. -Киев: Наукова думка. -1976. -176с.

50. Финкель В.А. Низкотемпературная рентгенография металлов. М.: Металлургия.1971.-256с.

51. Финкель В.А. Высокотемпературная рентгенография металлов. М.: Металлургия. 1968. -204с.

52. Chipman D., Warren В.Е./ X-ray Measurement of Longe-Range Order in P-brass //J.Appl.Phys. -1950. V.21, N7. - P.696-697.

53. Webb W.W. / Atomic displacements in metallic solid solutions //J.Appl.Phys. 1962. -V.33.- P.3546-3552.

54. Уоррен Б.Е., Авербах Б.Jl. Диффузное рассеяние рентгеновских лучей //Современные физические методы исследования в металловедении. М.: Метал-лургиздат. 1959. С. 109-149.

55. Гинье А. Неоднородные металлические твердые растворы. М.: Иностр. лит., 1962.-158с.

56. Гоганов Д.А., Комяк Н.И. и др./Новые пропоциональные счетчики рентгеновского излучения //Аппаратура и методы рентгеновского анализа. Ленинград.1972.-Вып. 11.-С. 136-146.

57. Roberts B.W./X-ray Measurement of order in CuAu//Acta.Met. 1954. - V.2. - P.598-603.

58. Уманский Я.С., Трапезников A.K., Китайгородский А.И. Рентгенография. М.: ГНТ, 1950.-310с.

59. Липсон Г., Стипл Г. Интерпритация порошковых рентгенограмм. М.: Мир, 1972. - 384с.

60. Ковба Л.М., Трунов В.К. Рентгенофазовый анализ поликристаллов. М.: МГУ, 1976. - 323с.455

61. Миркин Л.И. Рентгенострукгурный анализ. Индицирование рентгенограмм. М.: Наука, 1981.-496с.

62. Монасевич JI.A. и Паскаль Ю.И./Приставка к рентгеновскому дифрактометру для исследования превращений в материалах//Заводская лаборатория. 1983. - №7. - С.32-34.

63. Бойко А.А./Измерение коэффициентов термического расширения на дифракго-метре УРС-50ИМ с низкотемпературным приспособлением КРФ-2// Аппаратура и методы рентгеновского анализа. Ленинград. - 1968. - Вып. 3. - С.225-232.

64. Уманский Я.С. Рентгенография металлов. М.: Металлургия, 1957. - 236с.

65. Шумский М.Г. Бублик В.Т. и др. /Температурная зависимость среднеквадратичных смещений атомов в подрешетках некоторых полупроводниковых соединений АшВу//Кристаллография. -1971. Т.16.№4. - С.779-783.

66. Chipman D.R./X-ray Study of the Local Atomic Arrangement in Partially Order Cu3Au//J.Appl.Phys. 1956. - V.27. - P.739-746.

67. Chipman D.R., Paskin A./Temperature Diffuse Scattering of X-ray's in Cubic Powders II. Correction it Integrated Intensity Measurements //J.Appl.Phys. 1959. - V.30. -P. 1998-2001.

68. Shening F.D.L./Contribution of the Thermal Diffuse Scattering to the Integrated Intensity of Cubic Powders Patterns//Acta.Cryst. 1969. - V.A25. - P.484-486.

69. Zachariasen W.H./Experimental Test of the General Formula for the Integrated Intensity of a Real Crystals//Acta.Cryst. 1968. - V.A24.N1. - P.212-216.

70. Chandrasenkhar S./Experimental Method of Correcting for Estuation in Crystals// Acta. Ciyst. 1960. - V.13.N8. - P.588-594.

71. Разработка и внедрение системы программ определения кристаллических параметров и индицирования в режиме диалога с ЭВМ. Отчет о НИР (ЛНПО). Руководитель А.А. Ефграфов. № 23-80. Ленинград, 1980. - 20с.

72. Warren В. X-Ray Difraction. Addition -Warley. New York. - 1969.

73. Бекренев А. Н., Миркин J1. И. Малоугловая рентгенография деформации и разрушения материалов. М.: МГУ, 1991. — 216 с.

74. Fontaine de D./Theoretical and Analogue of Diffraction from One-dimensional Modulated Structures//Local Atomic Arrangements Study by X-ray Diffraction. New York: Pergamon Press. - 1965. - P.51-88.

75. Бокштейн C.3.,Мишин Ю.М.,Разумовский И.М./Предпереходные явления в кобальте и гетерофазные флуктуации //Металлофизика. 1988.-Т. 10. №3. - С.5 7-63.

76. Beyer J., Besselink P.A., Aarsten A.J./DSC-Analysis of Thermomechanically treated TiNi Shape Memory Alloys//Thermomechanica Acta. 1985. - V.85. - P. 187-190.

77. Zhu J.-S., Gotthardt R./New Phase Transition Peak in TiNi Alloy//Phys. Letters(A). -1988. V.132.N5. -P.279-282.

78. Звягинцев П.В., Звягинцева Г.Е./Калориметрические исследования обратного а-»у превращения в сплавах железо-никель// ФММ. 1979. - Т.47. Вып. 6. - С.877-880.

79. Abbe D., Candron R., Cost D./Phonon specific heat near the martensitic transformation in a cubic CuZnAl alloy//J.Phys.Collog. N612. 1978. - V.39.N8. - P.1033-1034.

80. Хачин B.H., Матвеева H.M., и др. Высокотемпературные эффекты памяти формы в сплавах системы TiNi-TiPdZ/ДАН СССР -1981. Т.257, №1. - С.167-169.

81. Резницкий Л.А. Калориметрия твердого тела -М.: МГУ. 1981. - 184 с.

82. Попов Л.Е., Карпов Г.И. и др./К вопросу о механизме образования К-состояния в холоднодеформированных сплавах никель-хром//ДАН СССР. !962. - Т.142. №1. -С.72-74.

83. Саввинов А.С., Сивоха В.П., Хачин В.Н./Мартенситные превращения в соединениях на основе титана //Металлофизика 1983.-Т.5, №6. - С.30-36.

84. Клопотов А.А, Сазанов Ю.А., Кудрявцев Ю.В и др. /Мартенситные превращения в сплавах системы TiNi-TiRh //Изв. Вузов. Физика. -1991. N8. С.44-48.

85. Гюнтер В.Э., Хачин B.H., и др./Пластичность никелида титана //ФММ. 1979. -Т.47. - С.893-896.

86. Васечкина Т.П., Пушин В.Г. и др./Структура и механические свойства метаста-бильных хроммарганцевых сталей после деформации растяжением // ФММ. 1979.- Т.46. С.963-969.

87. Романова P.P., Уваров А.И. и др./Аномальный эффект повышения пластичности в упрочненной старением стали ЗЗН25ЮЗФ// ФММ. 1975. - Т.35. - С.844-851.

88. Кристиан Дж.Теория превращения в металлах и сплавах. -М.: Мир, 1978. 4.1. -806с.

89. Кан Р. Физическое металловедение. М.: Мир, 1968. -Т.2. -492с.

90. Волосевич Л.А./Энергия дефекта упаковки и ее трактовка в практике дифракционной электронной микроскопии //УФЖ. -1981. Т.26. №7. - С.1155-1159.

91. Найш В.Е., Новоселова Т.В., Сагарадзе И.В./Теория мартенситных фазовых переходов в никелиде титана. I. Модель кооперативных колебаний и анализ возможных мартенситных фаз // ФММ. 1995. - Т.80. №4. - С. 17-27.

92. Найш В.Е., Новоселова Т.В., Сагарадзе И.В./Теория мартенситных фазовых переходов в никелиде титана. II. Исследование структур мартенситных фаз // ФММ. -1995. Т.80. №4. - С.28-44.

93. Ю0.Найш В.Е., Новоселова Т.В., Сагарадзе И.В./Кристаллогеометрия фазовых переходов из ОЦК и В2 структур. Анализ перехода B2-»R в никелиде титана // ФММ.- 1997. Т.84. №1. - С.31-45.

94. Тайлашев А.С., Клопотов А.А. Структурный анализ комплексов металлов I-III групп методом малоугловой дифрактометрии. Отчет №01830063290. Томск. 1984. -88с.

95. Бекренев А.Н. Рассеяние рентгеновских лучей под малыми углами. Расчет рентгенограмм. Куйбышев: КПтИ, 1981. 88с.

96. Юб.Смирнов А. А. Молекулярно-кинетическая теория металлов. М.: Наука. 1966. -488 с.

97. Ю7.Бондар А.А., Великанова В.М., Даниленко В. М. и др. Стабильность фаз и фазовые равновесия в сплавах переходных металлов. Киев: Наукова думка, 1991. -200 с.

98. Ю8.Изюмов Ю.А., Сыромятников В.Н. Фазовые переходы и симметрия кристаллов. -М.: Наука, 1984.-246 с.

99. Ю9.Коломыцев В.И., Лободюк В.А., Хандрос Л.Г., Ивкушин В.А. /Предмаренситные эффекты в сплавах TiNi-Ge/УМеталлофизика. 1985. - Т.7. №6. -С.36-43.

100. ПОЛотков А.И., Анохин С.В., Гришков В.Н., Белялова М.А./Ред. журн. "Изв. вузов. Физика". Томск. -1989. Деп. ВИНИТИ 26.06.89. №4167.

101. Yi С.С., Chen В.Н., Franzen H.F./Phase transitions in RhTi//J.Less.Comm.Met. -1988. V.143. - P.243-249.

102. Пирсон У. Кристаллохимия и физика металлов и сплавов. М.: Мир. - 1977. -4.1.-420 с.

103. Heheman R.F., Sandrock G.D./Relation Between the premartensitic instability and the Martensite Structure in TiNi//Scr. Met. 1971. - V.5. - P.801-806.

104. Ковнеристый Ю.К., Белоусов O.K., Федотов С.Г. и др. /Термодинамические и структурные аспекты исследования сплавов на основе никелида титана с эффектом памяти формы //Сплавы титана с особыми свойствами. М.: Наука. - 1982. -С.4-10.

105. Матвеева Н.М., Хачин В.Н., Сивоха В.П./Диаграмма мартенситных превращений в системе TiNi-TiPdZ/Стабильные и метастабильные фазовые равновесия в металлических системах. М.: Наука. - 1985. - С.25-29.

106. Клопотов А.А., Сивоха В.П., Матвеева Н.М., Сазанов Ю.А./Особенности рассеяния рентгеновских лучей и изменения электросопротивления при МП в сплавах TiNi-TiPd //Изв. вузов. Физика. 1993. - №6. - С.20-24.

107. Lo Y.C., Wu S.K., Wayman C.M./Transformation heat as a function of ternary Pd additions in Ti5oNi5o.xPdx//Scr. Met. et mater. 1990. - V.24. №8. - P.1571-1576.

108. Василенко А.Ю./Влияние пластической деформации и высокотемпературного старения на проявления эффекта памяти формы в сплаве Cu-Al-NiZ/Физ. хим. обраб. матер. 1987. - №2. - С. 123-129.

109. Коломыцев В.И.//Элекгронная структура и предмартенситное состояние. Препринт ИМФ №10. Киев. 1984 - 34с.

110. Демиденко B.C. Потекаев А.И., Симаков В.И., Володин С.А. Структурные фазовые переходы в металлических системах. Томск.: ТГУ. 1992. - 132 с.

111. Монасевич Л.А.//Исследование кристаллических и кинетических закономерностей фазовых превращений в сплавах на основе никелида титана. Автореферат на соискание ученой степени к.ф.-м.н. 1979. - 19 с.

112. Тимошников Ю.А., Демиденко B.C., Кушнаренко В.М., Клопотов А.А. /Влияние малых доз гамма-облучения на упорядочивающийся сплав Ni3Fe//H3B. Вузов. Физика. 1993. - N3. С.89-92.460

113. Пушин В.Г., Кондратьев В.В., Хачнн В.Н./Предпереходные явления и мартен-ситные превращения в сплавах на основе никелида титана //Изв. Вузов. Физика -1985. №5. - С.68-75.

114. Чернов Д.Б., Паскаль Ю.И., Гюнтер В.Э., Монасевич Л.А./Диаграммы структурных превращений сплавов на основе никелида титана и эффекты памяти формы //Изв.ВУЗов.Физика. -1981. N8. - С.93-96.

115. Малеткина Т.Ю., Гюнтер В.Э./Влияние деформации на характеристики эффекта памяти формы в сплавах на основе TiNi //Имплантаты с памятью формы. 1994. -Nl.-C.l-6.

116. Клопотов А.А., Перевалова О.Б., Мейснер Л.А./Эволюция дислокационной структуры с деформацией в сплавах на основе никелида титана //Эволюция дислокационной структуры, упрочнение и разрушение сплавов. Томск: ТГУ. - 1992. -С.84-93.

117. Goo Е., Dueric Т., Melton К., Sinclair K./Mechanical Twinning in Ti5oNi47Fe3 and Ti49Ni51 Alloys//Acta Met. 1985. - V.33, N9. - P.1725-1733.

118. Li D.Y., Wu X.K., Ко T./The effect of stress on soft modes for the phase transformation in a Ti-Ni alloy. The stress- induced transformation and soft modes//Phil.Mag.A. -1991. V.63, N3. - P.585-601.

119. Li D.Y., Wu X.K., Ко T/The effect of stress on the lattice instability of a TiNi al-loy//Phys.Stat.Sol.B. 1989. - V.54, N1. - P.85-96.

120. Fontaine D., Kikuchi R./ Bregg-Williams and others Models of the Omega Phase Transformation//Acta Met. 1974. - V.22. - P.l 139-1146.

121. Тейлор А. Рентгеновская металлография. M.: Металлургия. 1965. - 664с.

122. Хмелевская И.Ю., Лагунова М.И., Прошкин С.Д., Капуткина Л.М. /Исследование обратимого эффекта запоминания формы в термически и термоме-ханически обработанных сплавах на основе TiNi //ФММ. 1994. - Т.78. Вып. 1. -С.83-88.

123. Pator Е., Berveiller М. Technolloqie des alliages a memoire de forme. Paris.: Hermes. - 1994. - 286 p.461

124. Утевский JI.M. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. -М.: Металлургия. 1973. - 584с.

125. Конева Н.А., Козлов Э.В., Тришкина Л.И., Лычагин Д.В.//Новые методы в физике и механике деформируемого твердого тела. Томск.: ТГУ. - 1990. -"С.83-93.

126. Hwang С.М., Mechle М., Salamon В.В., Wayman С.М. /Transformation behavior of a Ti55Ni47Fe3 //Phil. Mag. 1983. - V.A47. - P.31-40.

127. Piao M., Miazaki S., Otsuka K./Characteristics of deformation and Transformation in Ti44Ni47Nb9 Shape Memory Alloys// Mat.Trans. JIM. 1992. - V.33, N4. - P.346-353.

128. Шматко O.A., Усов Ю.В. Электрические и магнитные свойства металлов и сплавов. Киев: Наукова думка. -1987. -583с.

129. Козлов Э.В., Старенченко В.А., Конева Н.А./Эволюция дислокационной субструктуры и термодинамика пластической деформации металлических материалов //Металлы. 1993. - N5. - С.152-161.

130. Тяпкин Ю.Д., Пушин В.Г. и др. /Исследование структуры у и а-фаз в сплавах вблизи точки мартенситного превращения. I. Диффузное рассеяние электронов и рентгеновских лучей //ФММ- 1976. Т.43. Вып.5. - С.1040-1048.

131. Пушин В.Г., Романова P.P. и др./ Исследование структуры у и а-фаз в сплавах вблизи точки мартенситного превращения. И. Устойчивость решетки и ближний порядок смещений в аустените //ФММ- 1977. Т.43. Вып.4. - С.826-832.

132. Чернов Д.Б., Монасевич Л.А., Башанова Н.Н., Паскаль Ю.И./Влияние меди на структурное превращение в TiNi по разрезам TiNi-TiCu и TiNi-Cu тройной системы Ti-Ni-Cu //ФММ. 1985. - Т.59. Вып. 6. - С.1226-1228.462

133. Токарев В.Н., Саввинов А.С., Хачин В.ШЭффект памяти формы при мартенситных превращениях в TiNi-TiCu // ФММ. 1983. - Т.56. Вып. 2. - С.340-344.

134. Саввинов А.С., Хачин В.Н., Сивоха В.П. /Мартенситные превращения в Ti0.5Ni0J.xFex// Изв.Вузов.Физика. 1983. -№.7 - С.34-38.

135. Сивоха В.П., Хачин В.Н./Мартенситных превращениях и эффект памяти формы в сплавах системы TiNi-TiAu // ФММ. 1986. - Т.62. Вып. 3. - С.530-540.

136. Хунджуа А.Г., Захарова М.И. Сорокин А.В./ Мартенситные превращения в легированном никелиде титана// Металлофизика. 1986. - Т.8. №23. - С.38-42.

137. Lotkov A.I., Grishkov V.N. Fadin V.V./The influence of palladium on the marten-sitic transformation of intermetallic compound TiNi//Phys. Stat. Sol. 1982. - A. - V.70. N2. -P.513-517.

138. Mercier O., Melton K.N./The substitution of Cu for Ni in TiNi shape memory al-loys//Met.Trans. 1979. - A. - V.10. N3. - P.387-389.

139. Brichenell R.N., Melton K.N., Mercier 0./The structure of TiNiCu shape memory alloys//Met.Trans. 1979. - A. - V.10. N3. - P.693-697.

140. Федотов С.Г., Башанова H.H., Жебынева Н.Ф./Влияние легирования на температурный интервал мартенситного превращения никелида титана // Изв. АН СССР. Металлы. -1981. №4. - С.147-148.

141. Eckelmayer K.N./The effect of alloying on the shape memory phenomenon in niti-nol//Scr.Met. 1976. - V.10. N8. - P.667-672.

142. Хунджуа А.Г., Захарова М.И. и др./Структура Х-фазы, формирующейся при старении сплавов на основе никелида титана //ФММ. 1986. - Т.61. Вып. 1. - С.109-114.

143. Хачин В.Н./Мартенситная неупругость //Изв.Вузов.Физика. 1985. - №5. - С.88-103.463

144. Хачин В.Н., Сивоха В.П. и др. /Структура и свойства В2-соединений титана. IV. Неупругое поведение //ФММ. 1989. -Т.68. Вып. 4. - С.715-722.

145. Воронин В.П., Сивоха В.П., Хачин В.Н. /Мартенситные превращения и ЭПФ в Т15оСо5о.х№х//ФММ. 1989. -Т.68. Вып. 4. - С.728-732.

146. Kim С., Hwang С.М. /Electron microscopy studies of phase transformations in Ti49.5Ni48Cr2 alloy//Scr. Met. 1987. - T.21 .№7. - P.959-961.

147. Хачин B.H., Пушин В.Г., Сивоха В.П. и др. /Структура и свойства В2-соединений титана. III. Мартенситные превращения //ФММ. 1989. -Т.67. Вып. 4. -С.756-766.

148. Michal G.M., Moine P., Siglar Recharacterization of the lattice displacement waves in premartensitic TiNi//Acta Met. 1982. - V.30,N 1. - P. 125-138.

149. Тейлор А. Рентгеновская металлография. M.: Металлургия, 1965. - 664с.

150. Perkins A.T./On Composite crystallogrphic transformation//Scr. Met. 1974. -V.8. -P.439-444.

151. Moine P.G., Michal G.M., Singlar R. /А morfological Study of "premartensitic" effect in TiNi//Acta Met. 1982. - V.30,N1. - P. 103-125.

152. Wasilevski R.J., Butler S.R., Hanlon Т.Е. /On the martensitic transformation in TiNi//Met. Sci. 1967. - V.l, N1. - P. 104-110.

153. Пушин В.Г., Хачин B.H., Кондратьев B.B., Саввинов А.С. /Промежуточные структуры сдвига в сплавах TiNi(Fe) с ОЦК решеткой В2 //Упорядочение атомов и его влияние на свойства, докл. VII Всесоюзного совещания. Свердловск, 1983. -Т.2. - С.98-99.

154. Пушин В.Г., Хачин В.Н., Саввинов А.С., Кондратьев В.В. /Структурные фазовые переходы и свойства сплавов TiNi //ДАН СССР. 1984. - Т.277. N6. - С. 13881391.464

155. Лейбфрид Г. Микроскопическая теория механических и тепловых свойств кристаллов. М.-Л.: Физматгиз, 1963. - 312с.

156. Марадудин А., Монтрелл Э., Вейс Дж. Динамическая теория кристаллической решетки в гармоническом приближении. М.: Мир, 1965. - 383с.

157. Ройтбурд А.Л., Эстрин Э.И. /Мартенситные превращения //Итоги науки и техники. Сер. Металловедение и термическая обработка. М.: ВИНИТИ, 1980. - Т.80. С.5-102.

158. Перкинс Д., Эдварде Г.П. и др./Термомеханические характеристики сплавов с термоупругим мартенситом//Эффект памяти формы в сплавах. М.: Металлургия, 1979. - С.230-254.

159. Эстрин Э.М.//Мартенситные превращения: Доклады международной конференции "ICOMAT-77". Киев.: Наукова думка. - 1979. - Т.1. - С.29-33.

160. Титчнер Э.Л., Бевер М.Б. /Скрытая энергия при наклепе //Успехи физики металлов. М.: ГНТИЛ, 1961. Т.4. - С.290-395.

161. Конева Н.А., Козлов Э.В. /Физическая природа стадийности пластической деформации //Изв. вузов. Физика 1990. N2. - С.89-106.

162. Kovneristy Yu., Fedotov S., Matlakova A. / Effect of deformation on phase transformation and modulus of elongation in titanium nickelide-based alloy//Titanium Sci and Technol. Proc. 5 Int. Conf. Munich. - 1984. - V.3. -P.1675-1681.

163. Miyazaki S., Kohiyama Y., Otsuka K., Duerig T.W. /Effect of several factors on the ductility of the Ti-Ni alloy//Mat. Sci. Forum. -1990. V.56. - P.765-770.

164. Piao M., Otsuka K., Miyazaki S., Horikawa H. /Mechanism of the As temperature increase by pre-deformation in thermoelastic alloys//Mat. Trans. Jim. -1993. V.34.N10. -P.919-929.465

165. Пушин В.Г., Юрченко Л.И., Хачин В.Н. и др. / Микроструктура и физические свойства сплавов системы Ti50Ni50.xFex с эффектами памяти. I. Рентгенография и электросопротивление сплавов //ФММ. 1995. - Т.79. Вып. 2. - С.72-79.

166. Moine P., Allain J., Renker В. /Observation of soft-phonon mode and a pre-martensitic phase in the intermetallic compounds Ti5oNi47Fe3 studied by inealastic neutron scattering//!. Phus. F: MetPhys. -1984. V.14.N11. С.2517-2523.

167. Хирш П., Хови Р., Николсон Р. и др. Электронная микроскопия тонких кристаллов. М.: Мир, 1968. - 574с.

168. Рыбин В.В., Малышевский В.А., Олейник В.Н./Структурные превращения при пластической деформации дислокационного мартенсита //ФММ. 1976. - Т.42. Вып. 5.-С. 1042-1050.

169. Конева Н.А., Лычагин Д.В., Жуковский С.П., Козлов Э.В./Эволюция дислокационной структуры и стадии пластического течения поликристаллического железо-никелевого сплава //ФММ. 1985. -Т.60. Вып. 1. - С. 171-179.

170. Козьма А.А., Аринкин А.В., Михайлов И.Ф., Фукс МЛ./Исследование структурных несовершенств в деформированных металлах путем анализа интенсивности рассеяния рентгеновских лучей //ФММ. 1973. - Т.36. Вып. 3. - С.596-604.

171. Сивоха В.П., Саввинов А.С., Воронин В.П., Хачин В.Н. и др. /Мартенситные превращения в сплавах системы Ti0>5Ni0;5-x Pdx/A£MM. 1983. - Т.53. Вып. 3. -С.542-546.

172. Матвеева Н.М., Любосердова И.Е., Хачин В.Н. и др./Влияние платины на мартенситные превращения и эффект памяти формы никелида титана //Редкоземельные и благородные металлы. М.: Наука, 1983. С. 163-164.

173. Кривоглаз М.А., Смирнов А.А. Теория упорядочивающихся сплавов. М.: МФ, 1958.-388 с.

174. Смитлз К. Металлы. М.: Металлургия. - 1980. - 446 с.

175. Miyazaki S., Kimura S., Otsuka К. Shape-memory effect and pseudoelasticity associated with the R-phase transition in Ti-50.5 at.%Ni single crystals//Phil Mag. 1988. -V.57, N3. - P.467-478.

176. Miyazaki S., Otsuka K. //Met. Trans.A 1986. - V. 17. N1. - P.53-62.466

177. Кондратъев В.В., Пушин В.Г.Структура и свойства В2-соединений. II. //ФММ.-1985. Т.65. Вып. 4. - С.629-650.203 .Хачатурян А.Г. Теория фазовых превращений и структура твердых растворов. -М.: Наука. 1974. - 384с.

178. Клопотов А.А., Тимошников Ю.А., и др. /Влияние гамма-облучения на структурно-чувствительные свойства аморфного сплава CuTi //Изв.вузов. Физика. 1994. - N8. - С.56-59.

179. Кушнаренко В.М., Плотников В.А., Клопотов А.А. и др. /Тепловые и акустические эффекты в аморфных сплавах TiNi-TiCu //Стеклообразное состояние: молеку-лярно-кинетический аспект. Владивосток. -1991. - Т.2. - С.186-188.

180. Бычков В.А., Копылов Р.В., Милосердии В.Ю. и др. /Влияние облучения гамма-квантами на структурное состояние и характеристики эффекта памяти формы никелида титана//ФММ.-1989. Т.68. Вып. 3. - С.565-569.

181. Бокштейн Б.С., Клингер JLM. /Резонансное поглощение у-квантов вблизи точек фазового перехода первого рода //ФТТ. 1975, - Т.17.- С. 3480 - 3482.

182. Паскаль Ю.И., Монасевич JI.A., Павская В.А. и др.//Тез. докл. Всес. конф. «Сверхупругость, эффект памяти формы и их применение в новой технике». Воронеж, 1982.-С. 78.

183. Корнилов И. И., Жебынева И.Ф., Олейникова С.В., Фаткуллина П.П./Влияние пластической деформации на структуру и эффект "памяти" формы сплава Ti-54/8%Ni //Мартенситные превращения. Киев: Наукова думка, 1978. - Т.1. -С.207 -211.467

184. Федотов С.Г., Матлахова JI.A., Ковнеристый Ю. К., Жебынева И.Ф./ Структурные изменения в сплаве TiNi с эффектом памяти формы при деформации //ФММ. -1988. Т.65. - Вып. 3. - С. 564 - 569.

185. Lange R.G.,Zijderveld J.A./Shape memory effect and the martensitic transformation о TiNi//J.Apll.Phys. 1968. - V.39. - N8.-P. 2195 - 2200.

186. Козлов Э.В., Тайлашев A.C., Штерн Д.М., Клопотов A.A. / Превращение порядок беспорядок в сплаве Ni3Fe//h3b. Вузов. Физика. - 1977 - №5. - С.32 -34.

187. Тестарди JL, Вечер М., Голдберг И. Сверхпроводящие соединения со структурой Р-вольфрама. М.: Мир. 1977.436 с.

188. Сюткин Н. Н., Ивченко В. А., Норицын С. И. Телегин А.Б./Полевая ионная микроскопия сплава медь-палладий //ФММ. 1983. - Т. 56. - Вып. 4. - С.728 - 732.

189. Клопотов А. А., Тайлашев А. С., Козлов Э. В. /Влияние структурного превращения на характер фазового перехода порядок-беспорядок в сплаве CuPd //Упорядочение атомов и его влияние на свойства сплавов. Свердловск, 1983. - С. 99-101.

190. Ellis F.V., Mohanty G.P./Strain induced transformation in Cuo,6Pdo,4 alloy//Scr. Met. 1970. - V. 4. - N11. - P. 929 -930.

191. Pearson W.B. Ahandbook of lattice Spacing and Structures of Metals and Alloys. -London, New York: Pergamon Press, 1958. 1300 p.

192. Белецкий Ю.И., Дзиграшвили T.A., Кокорин B.B. и др./Особенности физических свойств и упорядочение в сплавах Си-Рс1//ФММ. 1978. - Т.45. Вып. 6. - С.149-151.

193. Чуистов К .В. Модулированные структуры в стареющих сплавах. Киев: Науко-ва думка, 1975. 229с.

194. Kim M.J., Flangen M./The efect of plastic deformation on the resistivity and Hall effect of Copper-Palladium and Gold- Palladium alloys//Acta Met. 1967. - V.15. -P.735-745.

195. Sato H., Toth R.S.//Alloying behavior and effect in concentrated solid solutions. Academy Press, 1963. N9. - P.295-419.468

196. Потекаев А.И. /Длиннопериодические состояния металлических упорядоченных сплавов. I. Анализ структурных особенностей // Изв. Вузов. Физика. 1995. -N6. - С.3-21.

197. Клопотов А.А., Тайлашев А.С./Исследование структурного превращения В2-А1 при пластической деформации сплава Си-40 ат.%Рё //Дислокационная и доменная структура и деформационное упорядочение сплавов. Томск: ТГУ. - 1984. - С. 116118.

198. Guenterd O.J., Warren B.E.//J. Appl. Phys. 1958. - V.29.N1. - P.40-48.

199. Ahmand M.J., Mohanty G.P. /я/8110.(110) faulting in 0-CuPd in prestrain-induced transformation stage //Scr.Met. 1972. - V.6. N2. - P.131-134.

200. Сираиси Т.//Нихон кондзоку гаккайси. 1982. - Т.46. N3. - С.245-252.

201. Белицкий Ю.И., Дзиграшвили Т.А., Джибути М.В., и др./Особенности физических свойств и упорядочение в сплавах Cu-Pd //ФММ. 1978. - Т.45. Вып. 6. -С. 1200-1204.

202. С1арр Р.С./Localized Soft Modes and Ultrasonic Effect in First Order Displace Transformations//Mat. Sci.Eng. 1979. V.38. P. 193-198.

203. JIOTKOB А.И., Анохин С. В ./Исследование предмартенситного состояния в сплавах Ti(Ni,Fe) методом ядерного гамма-резонанса// ФММ. 1986. - Т.61. Вып. 6. -С.1230-1232.

204. Анохин С.В., Лотков А.И./Изменение электронной и кристаллической структур в сплавах TiNi(Fe) перед мартенситным превращением //ДАН СССР. 1989. - Т.307. N5.-C.ll 12-1114.

205. Tietze Н. et. al./The intermediate phase of the shape-memory alloy TiNi//F.Fhys. F: Met.Phys. 1985. - V.15. - P.263-271.

206. Shapiro S.M. et al./X-ray investigation of the premartensitic phase in Ti5oNi48 6Fe3)2// Fhys Rev.B. 1985. - V.30. - P.4314-4321.

207. Salamon M.B. et. al./Premartensitic phase in Ti5oNi47Fe3//Fhys Rev.B. 1985. - V.31. N11 - P.7306-7315.469

208. Потекаев А.И./Длиннопериодические состояния металлических упорядоченных сплавов. II. Физические представления о природе образования // Изв. Вузов. Физика. 1996. - N6. - С.22-39.

209. Потекаев А.И. Равновесные длиннопериодические состояния в сплавах, стабилизированными атомными смещениями: Дис. Д-ра физ.-мат. наук. Томск, 1992, 362с.

210. Muldawer L./X-ray Measurment of Longe-Range Order in P-AgZn //J. Appl. Phys. -1952. V.22. - P.663-665.

211. Гоманьков В.И., Литвин Д.Ф./Нейтронографическое определение температурной зависимости атомного дальнего порядка в сплаве FeCo/УУФЖ .- Т.8. -С.268-270.

212. Иванов С.А., Чорней С.А., Михальченко В.П., Веневцев Ю.Н./06 аномальной зависимости интенсивностей рентгеновских интерференций ВаТЮ3//УФЖ. 1978. -Т.23, N9. - С.1521-1527.

213. Борн М., Хуань-Кунь. Динамическая теория кристаллических решеток. М.: ИЛ, 1958. -488с.

214. Маделунг О. Теория твердого тела. М.: Наука, 1980. -416с.

215. Михальченко В.П., Лотоцкий В.Б./06 использовании рентгеновской характеристической температуры ванадия для оценки межатомной связи в кристаллической решетке //ФММ. 1971. - Т.32. Вып. 6. - С.1300-1302.

216. Козлов Э.В./Превращение порядок-беспорядок и устойчивость упорядоченного состояния //Изв.Вузов.Физика. 1976. - N8. - С.82-92.

217. Колубаев А.В., Голосов Н.С., Панин В.ЕЛТревращение порядок-беспорядок в сплаве с изменением типа решетки //ФТТ. 1976. - Т.18, N8. - С.2190-2194.

218. Голосов Н.С./Метод вариации кластеров в теории атомного упорядочения//Изв. Вузов. Физика. 1976. - N8. - С.64-82.

219. Хансен М., Андерко К. Структура двойных сплавов. М.: Металлургия, 1962, Т.2. -1488 с.

220. Кульков С.Н., Демиденко С.В., Панин В.Е./Мессбауэровское исследование высокотемпературного фазового перехода порядок-беспорядок в интерметаллиде470

221. Мп//Упорядочение атомов и свойства сплавов: Материалы VI Всесоюзного совещания. Киев: Наукова думка, 1978. -С.160-162.

222. Дзигравшили Т.А. Струюурные изменения при упорядочении в твердых растворах Cu-Pd и Fe-Pd: Автореф. дисканд.физ.-мат.наук. -Тбилиси, 1-977. 18с.252.3айт В. Диффузия в металлах. М.:ИЛ, 1958. - 382с.

223. Герцрикен С.Д., Дехтяр И.Я. Диффузия в металлах и сплавах в твердой фазе. -М.: ФМ, 1960. 564с.

224. Peterson N.L./Isotope effect in self diffuse in palladium//Phys.Rev. 1964. - V.136, N2A. - P.568-574.

225. Боровский И.Б., Гуров К.П., Марчукова И.Д., Угасте Ю.Э. Процессы взаимной диффузии в сплавах. -М.: Наука, -1973. -360 с.

226. Браун Н. /Дефекты кристаллической решетки //Интерметаллические соединения. М.: Металлургия, 1970. С.178-196.

227. Брик В.Б. Диффузия и фазовые превращения в металлах и сплавах. 1985. Киев: Наукова думка. 232 с.

228. Taylor R./Tranformations in the copper-palladium alloys//J.Inst.Met. 1934. - V. 59. -Nl.-P. 255-273.

229. Сюткина В.И., Голикова Н.Н./Особенности атомного упорядочения в деформированных сплавах палладий-медь и палладий-медь-золото со сверхструюурой В2 //ФММ. 1996. - Т.82. Вып. 2. -С. 82-90.

230. Сюткина В.И., Голикова Н.ШСтабильность дислокационного каркаса в упорядоченных сплавах палладий-медь и палладий-медь-золото со сверхструктурой В2 //ФММ. 1996. - Т.82. Вып. 2. - С.91-98.

231. Голикова Н.Н., Лаптевский А.С., Сюткина В.И./Электрические и механические свойства сплавов на основе палладий-медь и палладий-медь-золото со сверхструктурой В2 //ФММ. 1996. - Т.82. Вып. 3. -С.150-159.

232. Телегин А.Б., Сюткин Н.Н., Шашков О.Д./Струюура и механические свойства упорядоченного сплава медь-палладий//ФММ. 1981. - Т.52, Вып. 3. - С.528-533.

233. Данилов В.И., Зуев Л.Б., Карташова Н.В., Баранникова С.А/Диссипативные стуктуры в деформируемых металлических моно1фисталлах// Синергетика, струк471тура и свойства материалов, самоорганизующие технологии. М.: РАН, 1996.- 4.1. -С .234-235.

234. Панин В.Е./Методология физической мезомеханики как основа построения моделей в компьютерном конструировании материалов // Изв. Вузов. Физика. 1995. -№11. - С.7-25.

235. Wang F.F., Pickart S.C., Alperin Н.А. /Mechanism of the TiNi- Martensitic Transformation and the Cristal Structures of TiNi-II and TiNi-III Phase//J.Appl.Phys -1972. V.43.№1. -P.97-112.

236. Хаимзон Б.Б., Потекаев А.И., Паскаль Ю.И./Ромбоэдрические сверхструктуры на основе ОЦК-решетки. Концентрационные волны и волны смещений //Изв. Вузов. Физика. 1991. - №9. - С.91-96.

237. Хаимзон Б.Б., Потекаев А.И., Паскаль Ю.И./Метод статистических концентрационных волн для сверхструктур с полярными направлениями // Изв. Вузов. Физика. 1992. - №1. - С.20-25.

238. Yamada Y./ Modulated lattice relaxation (3-based premartensitic phase //Met. Trans.A. 1988. - V.18. N16. - P.777-781.

239. Yamada Y., Noda Y., Takimoto M., Fuchizaki K./"Modulated lattice relaxation" and incommemsurability of lattice waves in Beta-based premartensitic phase//J. Phys. Soc. of Japan. -1985. -V.54. N8. P.2940-2947.

240. Гришков B.H., Лотков А.И.//Материалы с эффектом памяти формы и их применение: Материалы семинара. Новгород-Ленинград: НПИ, 1989. -С114-116.

241. Ландау Л.Д., Лифшиц Е.М. Статистическая физика. Т.5. Часть 2. М.: Наука, 1976. -584 с.

242. Cook H.E./On the nature of the omega transformation// Acta Met. 1973.- V.21-P. 1445-1449.

243. Гоманьков В.И., Пузей И.М., Рукосуев М.Н./Процессы упорядочения в Ni3Fe//yпорядочение атомов и его влияние на свойства сплавов. Киев: Наукова думка.- 1968.- С.105-108.

244. Клопотов А.А., Гюнтер В.Э.,Чекалкин Т.Л./Влияние предварительной деформации на поведение тонкой кристаллической структуры в предмартенситной области в сплаве на основе никелида титана //ЖТФ, 2001. Т.71. Вып.6. С.130-132.1. All

245. Wasilewski R.J., Butler S.R., Hanlon J.E., Warden D.//Met.Trans. 1971. - V.2. -P.229.

246. Kolomitsev V.I., Lobodiuk V.A., Khandros L.G./Structural Changes at Heating of the (3-faphe in TiNi alloys//Phys. Stat. Sol. (A). 1978. V.50.№2. - P.K127-K129.

247. Gifrich J.V./X-ray difraction study of the titanium nickel system//Adv. in X-Ray Anal. -1963. V.6.-P.74-84

248. Лотков А.И., Гришков B.H., Чуев В.В ./Особенности кристаллической структуры В2 фазы TiNi //ФММ. 1990. №1. С.108-112.

249. Хачин В.Н., Гюнтер В.Э., Монасевич Л.А., Паскаль Ю.И./Безгистерезисные эффекты "памяти" формы в сплавах на основе TiNi //ДАН СССР. 1977. - Т.234. №5. - С.1059-1064.

250. Хачин В.Н., Паскаль Ю.И., Гюнтер В.Э., Монасевич Л.А., Сивоха

251. B.П./Струкгурные превращения, физические свойства и эффекты памяти формы в никелиде титана и сплавах на его основе //ФММ. 1978. - Т.46. №3. - С.511-515.

252. Паскаль Ю.И./Дифференциальные соотношения нелокальной неравновесной термодинамики мартенситных превращений //Изв. Вузов. Физика. 1983. - №1.1. C.82-85.

253. Dunne D., Wayman C./The effect of austenite ordering on the martensite transformation in Fe-Pt alloys near the composition Fe3Pt//Met. Trans. 1973. -V.4. - P. 137-145.

254. Hanlon J.E., Butler S.R., Wasilewski R.J./ Effect of martensitic transformation on the electrical and magnetic properties of NiTi//Trans. TMS AIME. 1967. -V.239. -P.1323-1327.

255. Чернов Д.Б., Паскаль Ю.И., Гюнтер В.Э., Монасевич Л.А./О множественности структурных переходов в сплавах на основе TiNi //ДАН СССР. 1979. - Т.247. №4. - С.854-857.473

256. Khachin V.N., Gjunter V.E., Sivokha V.P., Sawinov A.S.//Proc. Int Conf. on Martensitic Transformations "ICOMAT-79". Cambridge, Massuchusetts, USA. 1979. -S.1.P.474.

257. Монасевич J1.A., Егорушкин B.E., Паскаль Ю.И., Фадин В.П. /Ромбоэдрическая структурная модификация никелида титана // ФММ. 1980. - Т.50. №4. - С.803-808.

258. JIotkob А.И., Фадин В.П., Гришков В.Н./Нейтронографическое исследование фазовых превращений в интерметаллиде TiNi вблизи эквиатомного состава //Эффект памяти формы и сверхупругость. Киев. - 1980. - С.52-53.

259. Монасевич JI.A., Паскаль Ю.И./Превращение "мартенсит-мартенсит" в никели-де титана // ФММ. 1980. - Т.49. №4. - С.813-817.

260. Мукереджи К., Чандрэсиэрэн М., Миллило Ф./Превращение предмартенситной фазы в мартенсит, связанное с эффектом запоминания формы //Эффект памяти формы в сплавах. М.: Металлургия, 1979. - С. 155-177.

261. Саввинов А.С., Хачин В.Н., Сивоха В.П./Мартенситные превращения в Tio,5Nio,5.xFex//PyKonHCb деп. в ВИНИТИ, №3124-82.

262. Dautovich D.D., Pardy G.R./ Phase transformation in TiNi//Canad. met.Quqrt. -1965. V.4. №1. - P.129-143.

263. Marsinkowski M.I., Sastry A.S., Koskimak D./Martensitic Bechavior in the Equi-Atomic TiNi Alloys//Phil. Mag. 1968. - V.18. №155. - P.945-958.

264. Nagasavwa A. Maki Т., Kokinoki T./Close Packed Layer Structures of TiNi Marten-site//J.Phys. SocJap. 1962. - V.26. - P.1560.

265. Nagasavwa A./A new Phase Transformation in the TiNi alloys// J.Phys. SocJap -1970.-V.29.-P.1386.

266. Wang F.E./Twin and antiphase boundary formation in TiNi tight inhomogeneans mechanism//J.Appl.Phys. 1977. - V.44. N7. -P.3013-3016.474

267. Монасевич JI.A., Борисова С.Д., Паскаль Ю.И. /Наследование, трансформация и реализация "мягкой моды" при структурных фазовых переходах //Современные проблемы кристаллохимии. Львов: ЛГУ. 1979. - С.60-61.

268. Y.Kudoh, M.Tokonami/Crystal structure of the martensite in Ti-49.2- at.%Ni alloy analyzed by the single crystal X-ray infraction method//Acta.Met. 1985. - V.33. N11. -P.2049-2056.

269. Treppmann D., Hornbogen E., Wurzel D./The Effect of Combined Recrystallization and Precipitation and Princesses on the Functional and Structural Properties in TiNi Alloys//.!. de Physique IV. Coll. C8. V.5.1995. P.C8-569-C.8-574.

270. Лотков А.И., Гришков В.Н./Влияние структурного состояния аустенита на мартенситные превращения в Ti49Ni5i. Низкотемпературное старение //ФММ. 1990. -№7. - С.88-94.

271. Юрченко Л.И.//Особенности микроструктуры и свойства В2-сплавав на основе никеля с термоупругими мартенситными превращениями. Автореферат на соискание ученой степени к.ф.-м.н. 1994. - 23 с.

272. Токарев В.Н., Дударев Е.Ф./Политипные структуры и морфология мартенсита в сплаве Ti5oNi4oCuio// Изв. Вузов. Физика. 1990. - №6. - С.73-78.

273. Ерофеев В.Я., Паскаль Ю.И./Исследование поверхностного рельефа, связанного с образованием мартенсита напряжения в никелиде титана // ФММ. 1990. -Т.67, №7. - С.945-949.

274. Ерофеев В.Я., Паскаль Ю.И., Павская В.А. Кинетика мартенситных превращений и морфология образующихся фаз в сплавах Ti0>5Nio,5-xCux. Рукопись Деп. ВИНИТИ. №3583-85.-30 с.

275. Ерофеев В.Я., Паскаль Ю.И./Кинетические и морфологические закономерности мартенситных превращений в сплавах TiNi(Cu)// ДАН СССР. 1986. - Т.290, №1. -С.110-114.475

276. Gupta S.P., Johonson A.A/Morphology and Crystallography of (3' Martensite in iNi alloys//Trans. JIM. 1973. - V.14. N1. - P.292-302.

277. Li Xuemin, Hsu T.Y./In study of Phase Transformations in a 50.8 at.% Ni-Ti Alloy//Metallography. 1987. - V.20. N1. - P.47-59.

278. Плотников B.A., Паскаль Ю.И./Аккамодационные и релаксационные процессы при мартенситных превращениях //Изв. Вузов. Физика. 1997. - №5. - С.49-61.

279. Гюнтер В.Э., Котенко В.В., Миргазизов М.З. и др. Сплавы с памятью формы в медицине. Томск: ТГУ. - 1986. - 206 с.

280. Гришков В.Н., Лотков А.И. /Мартенситные превращения в области гомогенности интерметаллида TiNi //ФММ. 1985. - Т.60. №27. - С.351-355.

281. Немошкаленко В.В., Миллер М.Л., Антонов В.Н., Жалко-Титаренко А.В. /Электронная структура TiNi вблизи точки мартенситного фазового // Металлофизика. 1987. - Т.9.№3. - С.119-122.

282. Егорушкин В.Е., Хон Ю.А. Электронная теория сплавов переходных металлов. -Новосибирск: Наука, 1985.- 180с.

283. Сасовская И.И., Шаблоловская С.А., Лотков А.И. /Влияние мартенситного превращения В2-В19' на оптические свойства и электронную структуру интерметаллида TiNi //ЖЭТФ. 1979. - Т.77. №6. - С.2341-2349.

284. Nishida М., Wayman C.M./Electron Microscopy States of Precipitation Processes in Near-Equatomic TiNi Shape Memory Alloys// Mater.Sci/ and Engineering. 1987. -V.93. N7-12. - P.191-203.476

285. Чернов Д.Б./Проблемы разработки материалов с памятью формы с заданными свойствами //Диаграммы состояния в материаловедении. Киев, 1984. С.72-77.

286. Ю.А., Носова Г.И., Тагунова Т.В. /О кристаллической структуре и природе со-фазы в сплавах титана с хромом // ДАН СССР. 1955. -Т. 105. Вып. 6. С. 12-25.

287. Wiliams J.L., de Fontaine D., Paton N.E. /The d-phase as an example of an unusual shear transformation // Met. Trans. 1973. Vol. 4. - P. 2702-2708

288. Chandra K., Purdy G.R. /Observation of thin crystals of TiNi in premartensitic states // J. Appl. Phys. 1968. Vol. 39. № 5. P. 2176-2181.

289. Монасевич JLA., Гюнтер В.Э., Паскаль Ю.И. и др. Мартенситные превращения и эффекты "памяти формы" в сплавах на основе TiNi. 1. Структурные превращения // Мартенситные превращения. Докл. междунар. конф. "ICOMAT-77". Киев, 1978. С.165-168.

290. Борисова С.Д., Жоровков М.Ф., Паскаль Ю.И. /Псевдопотенциальный расчет ромбоэдрической мартенситной структуры в сплаве TiNi // ФММ. 1988. Т. 65. Вып. 6. С.1054—1058.

291. Андерсон Дж.С./Термодинамика и теория нестехиометрических соединений// Проблемы нестехиометрии. М.: Металлургия: 1975. -С.11-96.

292. Лотков А.И., Хачин В.Н., Гришков В.И./Сплавы с памятью формы //Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов. Новосибирск: Наука. - 1995. - Т.2. - С.202-213.

293. ЗЗО.Чернов Д.Б., Монасевич Л.А., Бошанова Н.Н., Паскаль Ю.И./Влияние меди на структурные превращения в TiNi при различных способах легирова-ния//Сверхупругость, эффекты памяти и их применение в новой технике. Воронеж. 1982. - С.69-70.

294. Ерофеев В.Я., Монасевич Л. А., и др. Бошанова Н.Н., Паскаль Ю.И./Мартенситные превращения и эффект памяти формы в сплавах TiNi(Cu) //Сверхупругость, эффекты памяти и их применение в новой технике. Воронеж. 1982. - С.18-19.1. All

295. Пушин В.Г., Хачин В.Н. и др. /Предпереходные явления и мартенситные превращения в В2-сплавах TiNi-TiCuZ/Научные труды семинара "Актуальные проблемы прочности". Новгород. 1997. Том. 1. - С.174-178.

296. Плотников В.А., Монасевич Л.А., Паскаль Ю.И./ Акустическая эмиссия при мартенситных превращения в сплаве Ti0;5Nio,5-xCux// ФММ. 1987. Т. 63. Вып. 4. С.757-763.

297. Иванова Л.Ю.//Закономерности структурных и фазовых превращений в сплавах на основе никелида титана с B2-R и B2-R-B19' термоупругими мартенситными превращениями. Автореферат на соискание ученой степени к.ф.-м.н. 1995. - 23 с.

298. Miyazaki S., Otsuka К., Wayman C.M./The shape memory mechanism associated with the martensitic transformation in Ti-Ni alloys. I. Self accommodation //Acta Metallurgies 1989. - V.37.N7. - P.1873-1884.

299. Miyazaki S., Otsuka K., Wayman C.M./The shape memory mechanism associated with the martensitic transformation in Ti-Ni alloys. II. Variant coalescence and shape memory//Acta Metallurgies 1989. - V.37.N7. - P. 1885-1890.

300. Nam Т.Н., Saburi Т., Kawamura Y., Shimizu K./Shape memory associated with the B2-B19 transformations in a Ti-40Ni-10Cu (at%) alloys//Mater Trans. JIM. 1990. -V.31. N4. - P.262-269.478

301. Honma Т., M.Matsumoto, Y.Shuo et aL/Effect of thermal cycles and substitution element on the phase transformations of TiNi// Titanium 80, Science and technology. Proc of the 4th International conference on titanium. Kyoto. 1980. - V.2. - P.1455-1460.

302. Nishida M., Wayman C.M. et.al./Phase Transformations in Ti5oNi47.5Fe2.5 Shape Shape Memory Alloys// Metallography. 1986. - V.19,N1. - P.99-113.

303. Паскаль Ю.И., Термодинамика и кинетика фазовых превращений. Томск: ТГУ. !977. 4.1. 200 с.

304. Классен-Неклюдова М.В. Механическое двойникование кристаллов. М.: АН СССР, 1960. 400 с.

305. Shimizu К., Sakamoto Н., Otsuka К. Phase diagram associated with stress-induced martensite transformation in Cu-Al-Ni alloy // Scr. met. 1978. Vol. 12. № 9. P. 965-972.

306. Мартынов B.B., Хандрос Л.Г. /Сверхупругая деформация, обусловленная рядом последовательных мартенситных переходов // ФММ. 1981. Т. 51. Вып. 3. С. 603608.

307. Родригес С., Браун Л.С./Механические свойства в сплавах обладающих эффектом запоминания формы //Эффекты памяти формы в сплавах. М.: Металлургия, 1979. - С.36-59.

308. Гюнтер В.Э., Малеткина Т.Ю., Клопотов А.А./Влияние пластической деформации на характеристические температуры мартенситных превращений в сплавах на основе никелида титана //Письма в ЖТФ. 1996. Т.22. Вып. 24. С.7-11.

309. Клопотов А.А., Потекаев А.И., Перевалова О.Б., Козлов Э.В. /Влияние пластической деформации на фазовые переходы в сплаве TiNi(Fe)// Изв. Вузов. Физика. 1996. N7, С. 11-20.

310. Ахиезер И.А., Давыдов Л.Н., Черняева Т.П./0 полиморфных превращения в высокодисперсных поликристаллических структура //Вопросы атомной науки и техники. Сер. Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение. 1987. - Вып. 2. - С.3-8.

311. Morawiec H./Martensitic transformation in TiNi shape memory alloys//Pr. Nauk. USI. Katowiccach. Fiz. i. chem metali. 1992. - V. 11. - P. 11 -24.479

312. Wang Jing-Cheng, Ahao-Zi-Xhang et. al./An anomaly of parameters of positron annihilation for plastically deforming shape memory alloys// Scr. Met. et Mater. 1990. -V.24.N8.-P.1511-1513/

313. Сивоха В.П., Хачин В.Н./Мартенситные превращения и эффект памяти формы в сплавах системы Ti(Ni-Au). Рукоп. Деп. ВИНИТИ. 1984. - №7303-84 Деп. -25 с.

314. Панин В.Е., Дерюгин Е.Е., Деревягина J1.C. и др./Принцип масштабной инвариантности при пластической деформации на микро- и мезомасштабных уровнях //ФММ. 1997. - Т.84. №1. - С.106-111.

315. Бойко B.C., Косевич А.М., Лободюк В.А./Термоупругое мартенситное превращение //Металлы. 1992. - №1. - С.95-118.358.0tsuka К., Shimizu K./Pseudoelasticity and shape memory effects in alloys//Int. Met. Rev. 1986.-V.31.N3.-P.93-114.

316. Косенко H.C., Ройтбурд А.Л., Хандрос Л.Г./Термодинамика и морфология мартенситных превращений в условиях внешних напряжений // ФММ. 1977. -Т.44, №5. - С.956-965.

317. Санадзе В.В., Кутелия Э.Р., Джибути М.В./Элекгронномикроскопическое исследование процессов разупорядочения в сплаве СиРё//Доклады VI Всесоюзного совещания по упорядочению атомов и его влиянию на свойства сплавов. Томск: ТГУ, 1974. -Т.1. -С.227-231.

318. Wechsler M.S., Lieberman D.S., Read T.A./On the theory of the formation of martensite//J.Metals. 1953. -V.5, Sec.2, N11. - P.1503-1515.

319. Рейсленд Дж. Физика фононов. М.: Мир. 1975. -566с.363 .Кащенко М.П. Волновая модель роста мартенсита при у а превращении в сплавах на основе железа. Екатеринбург: Наука. - 1993. - 224с.480

320. Вайнштейн Б.К., Фридкин В.М., Инденбом B.JL Современная кристаллография. Т.2. Структура кристаллов. М.: Наука. 1979. - 360 с.

321. Delaey L., Paemel J., Struyve T.//Scr.Met. 1972. - V.6. -P.507-509.

322. Бокштейн B.C., Бокштейн C.3., Клингер J1.M., Разумовский И.М./Исследование нестабильности решетки металлических сплавов //Диффузия, фазовые превращения, механические свойства металлов и сплавов. М.: ВЗМИ. 1978. - С.52-60.

323. Бокштейн Б.С., Бокштейн С.З., Клингер J1.M., Разумовский И.М./Об аномалии пластичности вблизи точки мартенситного превращения //ФММ. 1977. - Т.44. Вып.З. - С.642-643.

324. Nishida М., Wayman C.M./Electron Microscopy Studies of the "Premartensitic" Transformation in an Aged Ti-51at%Ni Shape Memory Alloy//Metallography. 1988. -V.21.N3.-P25 5-273.

325. Сасовская И.И., Пушин В.Г.// ФММ. 1987. - T.64. Вып.5. - С.897-907.

326. Брюер J1./0 стабильности металлических структур //Устойчивость фаз в металлах и сплавах. М.: Мир. 1970. - С.72-95.

327. Козлов Э.В., Попова Н.А., Игнатенко J1.H., Теплякова J1.A., Клопотов А.А., Подковка В.П./Субструктурные и карбидные превращения при пластической деформации в отпущенной хромоникелевой мартенситной стали // Изв. Вузов. Физика. -1992. №12. - С.25-32.

328. Козлов Э.В., Попова Н.А., Игнатенко J1.H., Теплякова J1.A., Клопотов А.А. /Закономерности субструктурно-фазовых превращений при пластической деформации мартенситной стали // Изв. Вузов. Физика. 1994. №4. - С.76-82.

329. Кондорский Е.И. К теории явления Нернста-Этгингсгаузена в ферромагнитных материалах. ЖЭТФ. - 1964. - Т.46. - С.2085-2099.481

330. Муто Т., Такаги Ю. Теория явлений упорядочения в сплавах. М: ИЛ., 1959. -130с.

331. Dunlap R.A., Dini K./Cristaisation of as-quenched and hydrogenated amorphous Cu,oo.xTixalloys//J.Phys.F: Met. Phys. 1984. - V.14. - P.2797-2800.

332. Шаболовская C.A. Экспериментальное исследование изменения электронной структуры при фазовых превращениях в TiNi: дис. канд.физ.-мат. наук. Томск: ТГУ, 1981.-360 с.

333. Лотков А.И., Гришков В.Н., Анохин С.В., Кузнецов А.В./Влияние термообработки на температуру и последовательность мартенситных превращений в TiNi //Деп. ВИНИТИ. №2668-85Деп. 12 с.

334. Корнилов И.И., Качур Е.В., Белоусов О.К./Дилатометрическое исследование превращения в соединении TiNi //ФММ. 1971. - Т.32. Вып. 2. - С.420-422.

335. Миронов Ю.П., Кульков С.Н./Исследование мартенситного превращения в TiNi методом рентгенодифракционного кино //Изв. Вузов. Физика. 1994. - №8. - С .4954.

336. Ландау Л.Д., Лифшиц Е.М. Теория упругости. М.: Наука. 1987.

337. Монасевич Л.А., Ерофеев В.Я., Паскаль Ю.И. Исследование кристаллографии мартенситных превращений в сплавах TiNi(Cu). Томск. - 1982. - 23с. - Рукопись деп. в ВИНИТИ, №3143-82.

338. Коняева А.Г./Энергия связи и тепловое расширение //Журнал физической химии. 1984. - Т.58. Вып. 5. - С.1243-1245.

339. Новикова С.И. Тепловое расширение твердых тел. М.: Наука. 1974. - 292с.

340. Adda Y., Beyeler М., Brebec G.//Thin Solid Films. 1975. V.25. P.107-156.

341. Иванов Ю.Ф., Тимошников Ю.А., Клопотов A.A., Козлов Э.В./Структурно-фазовые изменения в закаленной и облученной гамма-квантами конструкционной стали //Изв. вузов. Черная металлургия 1998. - №10. - С.44-49.

342. Клопотова А. А., Тайлашева А.С., Потекаев А.И. и др. /Неустойчивость кристаллической решетки сплава СиР<1//Изв. Вузов. Физика. 1997. - №3. - С.93-102.

343. Бюргер М.Дж. /Фазовые переходы //Кристаллография. 1971. - Т. 16, №6. -С.1084-1096.482

344. Конева Н.А., Козлов Э.В./Природа субструктурного упрочнения// Изв. Вузов. Физика. 1982. - №8. - С.3-14.

345. Уманский Я.С., Скаков Ю.А., Иванов А.Н., Расторгуев JI.H. Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия. М.: Металлургия. 1982. - 632с.

346. Клопотов А.А., Плотников В.А., Тимошников Ю.А., Демиденко B.C./ Взаимодействие гамма-квантов со структурными дефектами меди //Изв. Вузов. Физика. -1996. -N6. С.65-71.

347. Клопотов А.А, Потекаев А.И., Полянский В.А., Семенова Е.М., Гирсова Н.В., Козлов Э.В./Дисторсионные искажения при ФП B2-R в сплавах на основе никелида титана // Изв. Вузов. Физика. 1997. N2, С.95-100.

348. Holgersson S., Sedstrom E./Experimentalle Untersuchungen uber die Gitterstructur einiger Metallegiernugen// Ann. Physik. 1924. - B.75. - S.143-162.

349. Johanson C.H., Linde J.O./Rontgenograhisen Bestimmung der Atomonardbung in den Misckristullreihen Au-Cu und Cu-Pd//Ann. Physik. 1925. - B.78. - S.439-461.

350. Graff L.//Kinetik und Mechanismus der allotropen Umwandlung im System Palla-dium-Kupfer//Physiklische Z. 1935. B.18. - S.489-498.

351. Санадзе B.B., Джибути М.В./Изучение процессов разупорядочения в сплаве CuPd// Изв. Вузов. Физика. 1973. - №7. - С.51-56.

352. Вечер А.А., Герасимов Я.И./Термодинамические свойства сплавов меди с палладием //ДАН СССР. 1958. - Т.123, №5. - С.868-869.

353. Sato Y., Sivertsen J.M., Toth L.E./Low-Temperature Specific-Heat Study of Cu-Pd alloys// Phys. Rev. 1970. - V.B1. - P.1402-1410.

354. Svensson В. /Magnetische Suszeptibilitat und elektrischer Widerstand der Mis-christallreqcen Pd-Ag und Pd-Cu//Ann. Physik. 1932. - V.17. - P.699-711.

355. Rennollet G., Seeman H.J./Untershungen uber das Temperaturverhalten von Hal-Ikonstante und elektrischer Leitfahigkeit im System Kupfer-Palladium bei regelloser und geordneter Atomverteilung//Z. angew. Phys. 1969. - V.28. №3. - S. 148-158.

356. Hwang C.M., Wayman C.M. /Compositional dependence of transformation temperatures in ternary TiNiAl and TiNiFe alloys//Scr. Met. 1983. - V.17.N3. - P.381-384.

357. Ковнеристый Ю. К., Федотов С.Г., Матлахова JI.A., Олейникова С.В./Эффекты запоминания формы и формообратимости сплава TiNi в зависимости от деформации //ФММ. 1986. - Т.62. - Вып. 2. - С. 344 - 348.

358. Матвеева Н.М., Клопотов А. А., и др. /Параметры кристаллической структуры и последовательность превращений в тройных сплавах TiNi-TiMe //Изв. АН СССР. Металлы. 1993. - №3. - С.232-236.

359. Кормин Н.М., Солоницина Н.О., Клопотов А. А. /Стабильность структур и мар-тенситные превращения в сплавах системы TiNi-TiCu //Труды Томского филиала НГАУ. 1999. - №2. - С.133-139.

360. Клопотов А.А, Итин В.И., Гирсова Н.В., Гюнтер В.Э./Структурные исследования пористого СВС-никелида титана // Изв. Вузов. Физика. 1997. N1. - С.20-24.

361. Козлов Э.В., Дементьев В.М., Кормин Н.М., Штерн Д.М. /Структуры и стабильность упорядоченных фаз. Томск: ТГУ. - 1994. - 247 с.

362. Enami К., Kitano Y., Horri K./Incomensurate phase in the TiPd martensitic al-loys//MRS Int'l. Mtg. on Adv. Mats. 1989. - V.9. - P.l 17-122.

363. С.П. Беляев, A.E. Волков, B.A. Ермолаев и др. Материалы с эффектом памяти формы. Санкт-Петербург: НИИХ СПбГУ. - 1998. - Tl, Т2, Т.З. - 474 с.

364. Кривоглаз М.А.//ЖЭТФ. 1983. - Т.84, №2. - С.355-369.484

365. Ершов В.М./Некоторые особенности состояния аустенита перед мартенситны-ми превращениями //ФММ. 1976. - Т.41. Вып. 6. - С.1312-1315.

366. Ершов В.М./Рентгенографическое исследование состояния решетки аустенита сталей и сплавов вблизи температуры начала мартенситного превращения //ФММ. -1978. Т.46. Вып.2. - С.332-336.

367. Краснова Т.Н., Ушаков А.Н. и др./ Рентгеновская характеристическая температура Fe-Ni сплавов с различной кристаллической решеткой //Изв. Вузов. Физика. -1978. №5. - С.52-56.

368. Ершов В.М./Рентгенографическое исследование состояния кобальта перед фазовым переходом ГЦК-ГПУ//ФММ. 1977. - Т.43. Вып.1. - С. 188-191.

369. Винтайкин Е.З., Удовенко В.А./Предмартенситная неустойчивость в сплавах марганец-медь// ФММ. -1981. Т.51. Вып.5. - С. 1081-1084.

370. Пущин В.Г., Кондратьева В.В., Хачин В.Н. Предпереходные явления и мартен-ситные превращения. Екатеринбург:Уро РАН. 1998. -368с.

371. Zhang J.M., Guo G.Y./Electronic structure and phase stability of three series of B2 Ti-transition-metal compounds//J.Phys.: Condens. Mater. 1995. - V.7. - P.6001-6017.

372. Кулькова C.E., Валуйский Д.В. и др./Исследование электронных свойств сплавов титана //Изв. Вузов. Физика. 2000. - №11. - С. 136-142.

373. Панин В.Е., Хон Ю.А., Наумов И.И. Теория фаз в сплавах. Новосибирск: Наука, 1984. 224с.

374. Матвеева Н.М., Клопотов А.А., Плотников В.А., Потекаев А.И., Тимошников Ю.А./Исследования воздействия потока гамма квантов на аморфные сплавы TiNi-TiCu// Металлы, 1997. №6. - С.102-112.485

375. Тимошников Ю.А., Иванов Ю.Ф. Клопотов А.А./Влияние облучения гамма-квантами на структурно-фазовое состояние сплава ВК-8// Вестник Омского Университета. 1999. Вып. 2. С.29-31.

376. Тимошников Ю.А., Клопотов А.А., Иванов Ю.Ф. /Изменение* структурно-фазового состояния сплава ВК8 под воздействием потока гамма-квантами // Изв. Черная металлургия. 2001, №4. - С.40-43.

377. Zhang G., Xu F., Liu W., Yu F. at.al.//Acta Met. Sin. 1992. - V.28. N3, - C.A136-A138.

378. Кузнецов A.B., Гришков B.H., Лотков А.И./Новое фазовое превращение в Т1№?//Мегаллофизика. 1990. -Т. 12. №3. - С.66-71.

379. Павлов В.А./Высокие пластические деформации и природа и диспергирования кристаллических систем//ФММ. 1989. - Т.67. - С.924 - 944.

380. Ren К., Miura N., Zhang J. at. al./ A comparative study of elastic of Ti-Ni-based alloys prior to martensitic transformation//Mat. Sci. Engin. 2001. - V. A312. - P. 196206.