Закономерности и механизмы пластической деформации и структурно-фазовых превращений в монокристаллах сплавов TiNi(Fe, Mo) и TiNi(Fe) тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

Сурикова Наталья Сергеевна

ЗАКОНОМЕРНОСТИ И МЕХАНИЗМЫ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ И СТРУКТУРНО"ФАЗОВЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ В МОНОКРИСТАЛЛАХ СПЛАВОВ Т£№(Ке, Мо) и Т1№(Ре)

01.04.07 Физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

1 2 им3 Ш

Томск-2012

005012516

005012516

ФГБОУ ВПО «Томский государственный архитектурно-строительный университет» ОСП «Сибирский физико-технический институт имени академика В.Д. Кузнецова Томского государственного университета» при ФГБОУ ВПО «Национальный исследовательский Томский государственный университет»

Научный консультант: доктор физико-математических наук, профессор,

академик РАН Панин В.Е.

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук,

профессор Пушин В.Г.

доктор физико-математических наук, профессор Конева H.A.

доктор физико-математических наук, доцент Мейснер Л .Л.

Ведущая организация: Учреждение Российской академии наук Институт

проблем сверхпластичности металлов РАН, г.Уфа, Республика Башкортостан

Защита диссертации состоится « $0 » usQßnA- 2012 г. в И22 на заседании диссертационного совета Д003.038.01 при ИФПМ СО РАН по адресу: 634021, Томск, пр. Академический, 2/4

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ИФПМ СО РАН Автореферат разослан « »cp-UfQj'j 2о/2г.

Ученый секретарь диссертационного совета доктор технических наук, профессор

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Прогресс в науке и технике неразрывно связан с эффективным использованием традиционных и разработкой новых материалов с уникальными свойствами. Поэтому уже многие годы не ослабевает пристальный интерес к сплавам на основе никелида титана, проявлявшим эффекты памяти формы (ЭПФ) и сверхэластичности (СЭ). Большинство научных работ, выполненных на сплавах TiNi, нацелено на исследование факторов, позволяющих направлено воздействовать на основные характеристики мартенситных превращений (МП): температуры и гистерезис превращения, величину ЭПФ, структурное состояние сплавов в предмартенситной области [1, 2]. Основными параметрами, способными в значительной мере управлять этими характеристиками, являются уровень прочностных свойств высокотемпературной (аустенитной) В2 фазы и механизмы ее пластической деформации.

Поскольку большинство используемых на практике поликристаллических сплавов TiNi обладает значительной анизотропией ЭПФ, реактивного напряжения и прочностных характеристик, связанной с определенными типами текстур, формирующимися при термомеханических обработках, возникает задача выяснения ориентационной зависимости прочностных и пластических свойств монокристаллов высокотемпературной В2 фазы. Однако детальных исследований, выполненных на монокристаллах TiNi, мало, недостаточно работ по определению и аттестации действующих механизмов пластической деформации, что не позволяет сравнивать деформационное поведение монокристаллов на основе никелида титана с монокристаллами других В2 интерметаллидов. Такое сравнительное изучение имеет отдельный научный интерес, поскольку сплавы с В2 сверхструктурой проявляют целый комплекс уникальных свойств: аномальную температурную зависимость предела текучести, сложную зависимость т^ от ориентации кристалла и знака приложенного напряжения, склонность к локализации деформации, способность к фазовым переходам порядок-беспорядок и т.д. Упорядочение сопровождается охрупчиванием поликристаллов и снижением пластичности монокристаллов. Кроме того, большинство В2 интерметаллидов стехиометрического состава характеризуется значительной анизотропией упругих модулей.

Никелид титана, среди других В2 интерметаллидов, обладает самой высокой пластичностью до разрушения 5-30-80 % [1, 2]. Причем поликристаллы TiNi пластичны как в мартенситном, так и в аустенитном состоянии. Выяснение природы высокой пластичности никелида титана представляет практический и фундаментальный интерес. При температурах ниже 0,ЗТш„ где другие интерметаллиды - NiAl, FeAl, AgMg, CoTi имеют ограниченную пластичность, поликристаллы никелида титана деформируются stress-induced мартенситным превращением, обеспечивающим им максимальную пластичность вблизи температуры начала мартенситного превращения М„. Высокая пластичность наблюдается на поликристаллах TiNi с размером зерна d~6-40 мкм, полученных высоко- или низкотемпературной прокаткой, штамповкой или волочением с последующими отжигами и закалкой (охлаждением с печью). При этом в материале создается структурно-неоднородное состояние, которое, с одной стороны, создает многочисленные центры для зарождения мартенсита (дислокации, дислокационные скопления, полосы локализованной деформации (ПЛД), частицы вторых фаз и т.д.), а, с другой, -ограничивает размер мартенситных пластин размером зерен или субзерен, уменьшая локальные внутренние напряжения. В закаленных монокристаллах никелида титана, в отсутствие границ зерен, дисперсных частиц второй фазы и дислокационной субструктуры, развитие stress-induced мартенситных превращений может значительно отличаться от указанных поликристаллов. Высокую пластичность поликристаллов TiNi при температурах T>Md (температура начала пластического течения В2 фазы) в некоторых работах связывают с развитием двойникования в упорядоченной В2 фазе, которое со-

3

вместно с дислокационным скольжением по системам а<100>{011} обеспечивает выполнимость критерия Мизеса для пластичности поликристалла.

Упорядочение сплавов с ОЦК решеткой значительно затрудняет деформацию механическим двойникованием. Критические напряжения для двойникования становятся настолько высокими, что прежде достигаются напряжения для хрупкого разрушения, как это показано на сплавах FeCo. Тем не менее, двойникование в В2 фазе поликристаллических сплавов TMgNisi и Ti5oNi47Fe3 по плоскостям {114} с вектором сдвига <221>, при котором сохраняется дальний порядок в двойнике, и "псевдо-двойникование" по плоскостям {112} с вектором сдвига а/6 <111>, которое в В2 сверхструктуре создает разупорядоченный двойник, обнаружены еще в ранней работе [3]. Вопрос о псевдодвойниковании в TiNi по плоскостям {112} с нарушением В2 порядка в двойнике до конца не ясен и обсуждается в научной печати.

Позднее [4] в сплавах TiNi были установлены другие типы В2-двойников с плоскостями габитуса {113}, {227}, {332}, {115}, {116}, и предложены схемы сложного двойникования, которые включают не только сдвиги, но и перетасовки атомов для восстановления сверхструктуры в сдвойникованной области. Причем, для каждого типа двойников предложены индивидуальные двойникующие дислокации и свои схемы перетасовок атомов. Однако ориентационная зависимость этих явлений, а также их природа и связь с мартенситным превращением, происходящим под напряжением, до сих пор не выяснены.

Только детальные исследования зависимости процессов В2-двойникования от температуры, ориентации оси деформации, состава сплава и знака приложенного напряжения, выполненные на монокристаллах TiNi, могут дать основания для разработки кристаллографических моделей и атомных механизмов двойникования, которые позволят с единых позиций объяснить все типы двойников и теоретически описать дисторсии кристаллической решетки В2 фазы в процессе механического двойникования и габитусные плоскости двойников.

Анализ факторов Шмида показывает, что механическое двойникование в В2 фазе в определенных ориентациях монокристаллов TiNi может быть основным механизмом пластической деформации. Этот факт может свидетельствовать об ориентационной зависимости температуры M,i потому, что переход от стадии «stress-induced» мартен-ситного превращения к стадии пластического течения в В2 фазе при температуре Md в одном случае будет определяться равенством напряжений мартенситного сдвига (превращения) критическим напряжениям для сдвига дислокаций (Тм^кр (ориентации вблизи полюса [111] стандартного стереографического треугольника), в другом случае - напряжению для двойникования ам=Хд„ (ориентации вблизи полюса [001]). Исследований ориентационной зависимости температуры Mj ранее не проводилось из-за сложности получения монокристаллов TiNi. В поликристаллах никелида титана, не обладающих текстурой, величина температуры Mj усредняется по большому количеству зерен и практически не должна зависеть от направления, выбранного в материале, в отличие от сильно текстурированных сплавов TiNi.

В последние годы усилился интерес к ультрадисперсным и нанокристалличе-ским (НК) материалам, в том числе к сплавам никелида титана, которые в НК состоянии проявляют более высокие прочностные свойства в сочетании с хорошей пластичностью, эффектами однократно и многократно воспроизводимой памяти формы, СЭ и реактивного напряжения. Наиболее перспективными методами получения объемных образцов НК сплавов на основе никелида титана являются методы интенсивной пластической деформации (ИПД) [5]. В связи с этим, исследование структурно-фазовых превращений, локализации деформации и механизмов формирования НК и аморфных состояний в сплавах TiNi при ИПД также является актуаль-4

ной задачей. На первый план здесь выступают кооперативные механизмы деформации и фрагментации материала, взаимодействие дефектов и структурно-фазовые превращения, происходящие в полях высоких внутренних напряжений.

Диссертационная работа выполнялась в соответствии с планами и при финансовой поддержке Министерства образования России и CRDF в рамках программы BRHE (проект № 016-02), грантов РФФИ (проект № 95-02-03500, проект № 03-0333079, проект № 06-02-16312-а), грантов Министерства образования России: МГТУ им. Н.Э. Баумана, МИСиС, г. Москва.

Целью настоящей работы является систематическое комплексное исследование (экспериментальное и теоретическое) закономерностей и механизмов пластической деформации и структурно-фазовых превращений в монокристаллах на основе никели-да титана при разных видах нагружения (одноосном растяжении и сжатии, холодной и «теплой» прокатке, кручении в камере Бриджмена, всестороннем прессовании) с определением кристаллографических систем сдвига, характеристикой носителей деформации, аттестацией напряженного состояния в зонах локализации деформации.

Выбор для исследования трех сплавов TiNi(Fe, Mo) (поли- и монокристаллы) обусловлен тем, что указанные сплавы обладают уникальным комплексом физико-механических свойств, сделавших их наиболее перспективными для использования в технике и медицине в качестве конструкций, элементов, имплантатов, тканевых и сетчатых материалов для челюстно-лицевой хирургии, ортодоитических изделий, инструментов и наноструктурных нитей. Они обладают высокой прочностью, коррозионной стойкостью, хорошей пластичностью и ЭПФ. Кроме указанных выше монокристаллов, в работе частично исследованы монокристаллы сплавов TiNi(Fe) (два сплава), их выбор был связан с тем, что в поликристаллах одного из этих сплавов впервые наблюдали механические двойники В2 фазы [3].

Для достижения цели исследования в работе были поставлены следующие задачи:

1. Исследовать зависимость предела текучести, пластичности, коэффициентов деформационного упрочнения и характера разрушения в монокристаллах на основе сплавов никелида титана от ориентации оси деформации, температуры испытания, состава сплава, температуры старения и способа нагружения (растяжение/сжатие).

2. Изучить основные закономерности развития мартенситных превращений под напряжением в закаленных монокристаллах TiNi(Fe, Mo).

3. На монокристаллах двух сплавов TiNi(Fe, Mo) и TiNi(Fe) провести детальное экспериментальное изучение механизмов пластической деформации высокотемпературной В2 фазы при растяжении и сжатии в зависимости от температуры, ориентации оси деформации, степени стабильности В2 фазы. Определить действующие кристаллографические системы дислокационного скольжения и габитусные плоскости механических двойников, провести аттестацию дислокаций, выяснить роль strain-induced мартен-ситного В2->В19' превращения в зонах локализации деформации.

4. Провести сравнительное экспериментальное исследование деформационного поведения и разрушения крупнозернистых, бестекстурных и мелкозернистых тек-стурированных поликристаллических сплавов TiNi(Fe, Mo).

5. На основе полученного экспериментального материала разработать атомные модели и механизмы двойникования в В2 фазе никелида титана, учитывающие общую природу разных типов механических двойников и полос локализации деформации. Рассчитать дисторсии кристаллической решетки и габитусные плоскости двойников в рамках предложенных механизмов.

6. Провести электронно-микроскопическое исследование эволюции дефектной субструктуры, фазовых превращений, процессов фрагментации и аморфизации в мо-

нокристаллах сплава ТТ№(Ре, Мо) при различных способах ИПД.

Поставленные задачи были решены в процессе диссертационного исследования.

Основными методами исследования в работе являются следующие: механические испытания образцов монокристаллов на одноосное растяжение и сжатие, холодную и «теплую» прокатку, кручение под высоким давлением в камере Бриджме-на, всестороннее (аЬс-) прессование; оптическая микроскопия, которая использовалась для изучения деформационного рельефа образцов и проведения металлографического двухследового анализа; просвечивающая электронная микроскопия тонких фольг; растровая электронная микроскопия - для анализа следов деформации и поверхностей разрушения образцов; рентгеноструктурные исследования - для ориентации монокристаллов, изучения прецессии оси кристаллов в процессе деформации, определения фазового состава деформированных кристаллов.

Достоверность результатов исследований обеспечивается корректностью постановки задачи, использованием современных экспериментальных методов исследования, воспроизводимостью полученных результатов эксперимента и подтверждается сопоставлением с расчетными и литературными данными.

Научная новизна работы.

1. Впервые проведены комплексные экспериментальные исследования ориен-тационной и температурной зависимости прочностных и пластических свойств и характера разрушения закаленных монокристаллов сплавов никелида титана при растяжении в широкой области температур 77-773 К. Исследована микроструктура деформированных образцов и механизмы пластической деформации высокотемпературной В2 фазы, определены кристаллографические системы скольжения. Установлены «мягкие» ориентации кристаллов с низкими значениями предела текучести в В2 фазе, низкими -:Кр для действующих систем скольжения и высокой пластичностью и «жесткие» ориентации, где ст0,1 и т,ф в два раза выше, чем в «мягких» ориентациях. Обнаружен вязко-хрупкий переход, критическая температура которого коррелирует с температурой М^.

2. Показано, что температура начала пластического течения в В2 фазе, М^, и интервал мартенситного превращения под нагрузкой имеют ориентационную зависимость и определяются уровнем прочностных свойств матрицы и механизмом деформации, ответственным за предел текучести.

3. В кристаллах "ПЫ^е, Мо) и "П№(Ре) с ориентациями вблизи полюса [001] обнаружена асимметрия предела текучести при растяжении и сжатии.

4. Установлена зависимость механического двойникования в упорядоченной В2 фазе никелида титана от ориентации кристалла и знака приложенного напряжения. Исследованы закономерности развития двойникования в монокристаллах сплавов Т1№(Ре, Мо) и его связь с мартенситным В2->В19'-»В2 превращением при сжатии и холодной прокатке, проведена электронно-микроскопическая аттестация структурно-фазовых состояний и уровня локальных внутренних напряжений в зонах двойникования.

5. Изучены последовательность структурно-фазовых превращений и механизмы фрагментации в монокристаллах ТЖ^е, Мо) при разных способах ИПД: холодной и «теплой» прокатке, всестороннем прессовании и кручении в камере Бриджмена. Исследована кристаллография ПЛД, формирующихся из двойников мартенсита В19' при обратном мартенситном превращении. Определен предельный минимальный размер кристаллитов в формирующемся аморфно-кристаллическом состоянии. Предложен механизм образования {111}<Ьк1> текстуры в нанокристаллических

сплавах Т1№.

Научное и практическое значение результатов работы. Экспериментальные данные о пластичности и прочности монокристаллов никелида титана вдоль различных кристаллографических направлений, полученные в работе, позволяют эффективно воздействовать на структуру поликристаллических ансамблей и формировать в них текстуры с «мягкими»'направлениями, при которых наблюдаются высокая пластичность в области высокотемпературной В2 фазы и высокие значения ЭПФ и СЭ. Это существенно расширяет возможности практического применения сплавов с ЭПФ.

Совокупность полученных экспериментальных и теоретических результатов о действующих механизмах пластической деформации В2 фазы в сплавах на основе никелида титана - дислокационном скольжении, механическом двойниковании, мар-тенситном превращении, инициируемом деформацией - развивают и углубляют физическое представление о закономерностях и механизмах деформации и разрушения интерметаллидов с В2 структурой.

Экспериментальные данные по механизмам фрагментации и особенностям формирования нанокристаллических и квази-аморфных состояний в сплавах Т1№(Ре, Мо) при интенсивных пластических деформациях - кручении под высоким давлением, глубокой прокатке и всестороннем прессовании - могут иметь значение для разработки новых технологий получения объемных нанокристаллических сплавов ТГ№ с улучшенными конструкционными и функциональными свойствами.

На защиту выносятся следующие положения:

1. Ориентационная и температурная зависимость прочностных и пластических свойств, характера разрушения и механизмов деформации монокристаллов Т1№(Бе, Мо), установленные при растяжении в температурном интервале 77-773 К. Взаимосвязь между ориентационной зависимостью прочностных свойств В2 фазы и ориен-тационной зависимостью температуры М^. Особенности хрупко-вязкого перехода, наблюдающегося при растяжении в закаленных кристаллах Т1№(Ре, Мо) всех ориентации и обусловленного сменой механизма деформации от дислокационного скольжения к мартенситному В2-»В19' превращению под напряжением.

2. Закономерности дислокационного скольжения и локализации пластической деформации в кристаллах Тт№(Ре, Мо) и Т15о№47ре3 с ориентациями [111], [112] и [011] при растяжении и сжатии: анализ кривых деформации, определение кристаллографических систем скольжения, векторов Бюргерса действующих дислокаций, характеристик микрополос сдвига.

3. Закономерности развития деформационного двойникования в упорядоченной В2 фазе кристаллов ТОЛ^е, Мо) и Т[№(Ре): его связь с мартенситным превращением, протекающим под напряжением, особенности ориентационной зависимости, асимметрия напряжений двойникования при растяжении и сжатии в кристаллах с ориентацией оси деформации вблизи полюса [001].

4. Механизмы деформации и переориентации кристаллической решетки в полосах локализации и двойниках деформации В2 фазы никелида титана путем развития обратимых мартенситных превращений в полях высоких локальных напряжений. Результаты теоретического анализа дисторсий кристаллической решетки в процессе В2->В19(В19)->В2 превращений. Критической модой дисторсии, определяющей напряжения механического двойникования, является однородная деформация типа Бейна. Объяснение асимметрии предела тскучссти В2 фазы в [001]-монокристаллах ТМ сплавов при растяжении и сжатии в рамках предложенного механизма.

5. Особенности и последовательность структурно-фазовых превращений в процессе формирования нанокристаллических и квази-аморфных состояний в монокристаллах никелида титана при интенсивной пластической деформации: В2 фаза-> мартенсит

В19'+сдвойникованная В2 фаза->смесь фаз В19' и В2 в нанокристаллическом состоянии -» В2 фаза в нанокристаллическом состоянии -> аморфно-кристаллическое состояние. Механизмы образования {111} <hkl> текстуры в микро- и нанокристаллических сплавах никелида титана.

Личный вклад. Диссертационная работа Суриковой Н.С. является результатом обобщения многолетних исследований, часть из которых выполнена лично автором, а часть в соавторстве с сотрудниками Сибирского физико-технического института и Томского архитектурно-строительного университета. Личный вклад автора состоит в постановке общих и конкретных задач исследований, выборе методов их решения, получении экспериментальных результатов работы, анализе и обобщении результатов, формулировке защищаемых положений и выводов. В работах, опубликованных с соавторами, фамилии которых указаны в списке публикаций, Суриковой Н.С. принадлежат результаты, сформулированные в положениях и выводах диссертации.

Апробация работы. Основные результаты диссертации доложены и обсуждены на следующих региональных, всероссийских и международных конференциях, семинарах, школах: Всесоюзной конференции по мартенситным превращениям в твердом теле «Мартенсит 91", Киев, 1992 г.; I Международном семинаре "Эволюция дефектных структур в металлах и сплавах", Барнаул, 8-12 сентября 1992 г.; XIV Международной конференции "Физика прочности и пластичности материалов", Самара, 27 - 30 июня 1995 г.; International conference on displacive phase transformations and their applications in materials engineering, Urbana, Illinois, USA, 8 and 9 May 1996 г.; International conference «Mesofracture '96», Tomsk, Russia, August 27-29,1996 г.; George R. Irvin Symp." Cleavage fracture", Proceed, of symp. held at the 1997 TMS Fall Meeting Indianapolis, Indiana, Sep. 15-17, 1997; IV Международной школе-семинаре "Эволюция дефектных структур в конденсированных средах", Барнаул, 2-7 сентября 1998 г.; II Международном, семинаре " Современные проблемы прочности", Старая Русса, 5-9 октября 1998 г.; Russian-chinese international symposium " Advanced materials processes", July 27-august 1, Baikalsk, Russia, 1999; V Международной школе-семинаре "Эволюция дефектных структур в конденсированных средах", Барнаул, Россия, 24-28 июня 2000 г.; VI Международной конференции " Компьютерное конструирование новых материалов и технологий" , CADAMT, Томск, Россия, 29-31 марта 2001г.; XXXVII Международном семинаре «Актуальные проблемы прочности», Киев, 3-5 июля 2001 г.; 2nd International conference on nanomaterials by severe plastic deformation. Fundaments Proceessing-Applic., Vienna, Dec. 9-13, 2002; International workshop "Mesomechanics: fundamentals and application" and VII International conference "Cadamt 2003", Tomsk, Russia, August 18-23, 2003; XVII Петербургских чтениях по проблемам прочности посвященным 90-летию со дня рождения А.Н. Орлова, Санкт-Петербург, 10-12 апреля 2007 г.; Открытой школе-конференции стран СНГ «Ультрамелкозернистые и наноструюурные материалы», Уфа, Россия, 4-9 августа 2008 г.; Международной школе-семинаре «Многоуровневые подходы в физической мезомеханике», Томск, Россия, 9-12 сентября 2008 г.; третьей Всероссийской конференции по наноматериалам «Нано-2009», Екатеринбург, 20-24 апреля 2009 г.; Международной конференции по физической мезомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов, Томск, 7-11 сентября 2009 г.; XII Международном междисциплинарном симпозиуме «Упорядочение в минералах и сплавах», Ростов-на-Дону, 10-16 сентября , 2009 г.; Международной научной конференции «Прочность и разрушение материалов и конструкций», Оренбург, Россия, 20-22 октября 2010 г.; 13-м

Международном симпозиуме «Упорядочение в минералах и сплавах», г. Ростов-на Дону, Россия, 9-15 сентября 2010 г.; Открытой школе-конференции стран СНГ «Ультрамелкозернистые и наноструктурные материалы», Уфа, Республика Башкортостан, Россия, 11-15 октября 2010 г., Международной конференции по физической мезомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов, г. Томск, Россия, 59 сентября 2011 г.

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 45 печатных работ в научных журналах, сборниках и трудах конференций, их них 18 статей в отечественных рецензируемых журналах из списка ВАК, 2 статьи в зарубежных журналах.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, пяти разделов, выводов и списка цитируемой литературы из 432 наименований. Общий объем составляет 343 страницы машинописного текста, включая 165 рисунков и 24 таблицы.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы, выбранной для исследований, сформулированы цель и задачи исследования, дается краткое содержание работы, приводятся основные результаты, составляющие научную новизну, и положения, выносимые на защиту.

В разделе 1 «Закономерности температурной и ориентационной зависимости прочностных и пластических свойств монокристаллов сплавов никелида титана при растяжении» проведен анализ экспериментальных кривых температурной зависимости электросопротивления (р(Т)) и электронно-микроскопических исследований предмартенситных эффектов в закаленных монокристаллах сплавов ТГ№(Ре, Мо), на основании которого установлена последовательность мартенситных превращений при охлаждении/нагреве - В2<->В19' и проведена аттестация исходной структуры. Температуры МП в закаленных кристаллах Т1№(Ре, Мо) из сплава I составляли: М„=237 К, Мк=216 К, А„=238 К, Ак= 273 К; из сплава II - М„= 208 К, Мк=168 К, А„=206 К, Ак=238 К; из сплава III - Мн= 266 К, Мк=249 К, Ан=271 К, Ак=299 К. В исходном состоянии при комнатной температуре все кристаллы ИЩРе, Мо) имели структуру В2 фазы с кристаллической решеткой типа СэС1 и содержали небольшое (~ 5-7 %) количество крупных частиц на основе карбидов и окисла титана ТцКЬОх. Изучение температурного поведения упругих модулей [6] в бинарных и тройных сплавах Т£№, близких по составу к исследуемым в данной работе, показало, что перед мартенситным В2->В19' превращением происходит аномальное снижение упругих модулей С44 и С' с одновременным уменьшением коэффициента анизотропии А=С44/С', что свидетельствует о снижении устойчивости аустенитной фазы и приближении ее В2 решетки к упругоизотропной. В закаленных сплавах ИМ^е, Мо) температурный интервал предмартенсинтых превращений шире, чем в состаренных сплавах НИ! или сплавах, прошедших предварительную термомеханическую обработку, и составляет ~ 180-300 К.

На рис. 1 представлены результаты по исследованию температурной зависимости предела текучести при растяжении в кристаллах различных ориентаций двух сплавов ТГ№(Ре, Мо), доказывающие существование сильной ориентационной зависимости ст0,1(Т) и показывающие ее трехстадийность, обусловленную разными механизмами деформации.

На первой стадии, в интервале температур 77 К - М„, кривые стм(Т) характеризуют температурную зависимость критических напряжений для движения межфазных и междоменных границ. Это обусловлено тем, что в указанном интервале температур

нагрузка действует как на исходную В2 фазу, так и на термически образованный мартенсит В19'. Вторая стадия - интервал температур М„ - М<1 - связана с мартенситным В2—>В19' превращением, индуцированным напряжением. Напряжения мартенситного сдвига на этой стадии в монокристаллах Т1№(Те, Мо) так же, как и в поликристаллах, подчиняются уравнению Клайперона-Клаузиуса, записанному для осевых составляющих деформаций и напряжений

dT Г0- ем'

где АН - скрытая теплота превращения на единицу объема; ем - деформация мартенситного превращения; Т0=(М„+Ан)/2 - температура равновесия фаз; dT - изменение температуры перехода при изменении напряжения на величину da. В работе анализируются зависимость величины ем в монокристаллах TiNi от ориентации кристалла и способа деформации (растяжение/сжатие) и обусловленная этим ориентационная зависимость наклона кривых <т„(Т) в интервале температур М„ - Md так, что dcr„/dT ~ Уем. Третья стадия - при T>Md на кривых сг0>,(Т) - связана с пластической деформацией высокотемпературной В2 фазы сплавов I и II.

Рис. 1. Температурная зависимость предела текучести/напряжения превращения в монокристаллах TiNi(Fe, Мо) различных ориентации при растяжении. Ориентации кристаллов указаны в стереографических треугольниках в левом верхнем углу рисунка, а - сплав I, для сравнения на рисунке приведена кривая сжатия [001]-кристалла (кривая 2); б - сплав II

Рис. 1 а показывает, что в кристаллах TiNi(Fe, Мо), по-разному ориентированных относительно оси растяжения и деформированных при одной и той же температуре, могут быть реализованы различные механизмы деформации. Например, при Т=473 К (рис. 1 а) кристаллы сплава I с ориентациями [111] (•) и [Т12] (о) деформируются пластически в высокотемпературной В2 фазе, [Т23]-кристаллы (Д) оказываются вблизи Md, а [001]-кристаллы (*) отвечают образованию мартенсита напряжений (stress-induced martensite). Кристаллы с ориентациями вблизи полюсов [111] и [Т12] и в сплаве I, и в сплаве II при деформации в В2 фазе являются "мягкими" (рис. 2), так как имеют низкие значения суо.1 и ткр для дислокационного скольжения по системам <001>{100} и <001>{011}. Температурная зависимость предела текучести в этих ориекгациях оказывается близкой к температурной зависимости модуля сдвига G(T). Кристаллы указан-

ных ориентадий обладают высокой пластичностью до разрушения~ 40-80% (рис. 2 а, б). Кристаллы с ориентациями [001] и [011] являются "жесткими", поскольку имеют высокие значения аo.i и ткр. В этих кристаллах с начала пластического течения достигаются напряжения, в - 2-3 раза превышающие найденные для кристаллов «мягких» ориентации. Поэтому «жесткие» кристаллы необходимо рассматривать как аналог высокопрочных материалов, имеющих <Хо./~ G/20 - G/50 и ткр~ G/100, в которых развитие пластической деформации затруднено.

5,% 80

60

40

20

К а

<1П> \ Md /

7

/ <112> /м„ _о

¡/ М<00,> ♦ 001 Л 011

100 300 500 700 'f. К

V. МПа

Рис. 2. Температурная зависимость пластичности до разрушения в монокристаллах сплава I (а) и сплава II (б), в - температурная зависимость относительного сужения в шейке (ц/) в монокристаллах сплава I

100 300 500 700 т, К Максимумы на кривых 5(Т) в мягких [1 11] и [112] ориентациях при температурах 450 - 500 К > М^ (рис. 2 а, б) связаны с тем, что при температурах ~ 0,3-0,4 Тщ в В2 решетке напряжение Пайерлса становится достаточно низким, а диффузионные процессы активизируются. Баланс между упрочнением, связанным со скольжением дислокаций и динамическим возвратом, обусловленным переползанием дислокаций, позволяет получить большое однородное удлинение. Выше 600 К происходит локализация деформации с образованием шейки и однородное удлинение падает, что связано с более интенсивным развитием процессов возврата в ходе пластической деформации. Однако, температурная зависимость относительного сужения в шейке ц; (рис. 2 в), которое является мерой пластичности материала при локализованной деформации, показывает, что пластичность «мягких» кристаллов увеличивается и выше 600 К.

Из рис. 2 а, б видно, что закаленные монокристаллы П№(Ре, Мо) сплавов I и II в мартенситной В19' фазе оказываются менее пластичны, чем в аустенитной фазе, в отличие от мелкозернистых (с!~6-35 мкм) поликристаллов никелида титана.

Интервал мартенситного превращения под напряжением ДТС = Ма - М„ и температура Мй (рис. 1) также зависят от ориентации кристалла и способа деформации. В кристаллах с ориентациями, близкими к полюсу [001], которые имеют более высокий предел текучести при растяжении, чем [111] и [112] кристаллы, температура и интервал ДТа на 100-150 К больше.

В кристаллах с ориентацией вблизи полюса [001] обнаружена асимметрия предела текучести В2 фазы при растяжении и сжатии (рис. 1 а, кривые 1 и 2).

При анализе температурного поведения кривых деформации, характера поверхностей разрушения и электронно-микроскопических и рентгеноструктурных исследований структуры зон разрушения было установлено, что в закаленных монокристаллах никелида титана сплавов I и II всех ориентаций при растяжении наблюдается хрупко-вязкий переход (ХВП), при котором изменяется целый комплекс характеристик материала: уменьшается пластичность; увеличивается дисперсия при определении значений напряжений разрушения; плоскостями разрушения становятся плоскости, перпендикулярные оси растяжения; фрактуры кристаллов принимают характер хрупкого скола; на поверхностях разрушения появляется мартенсит В19'. Температура ХВП Т,ф коррелирует с температурой Mj, при которой происходит смена механизмов деформации: от дислокационного скольжения (при T>Md) к деформации stress-induced мартенситным превращением (при Т<Ма). Природа ХВП заключается в особенностях роста мартенситных ламелей в закаленных монокристаллах TiNi под напряжением. В монокристаллах сплавов I и И, обогащенных никелем и легированных Мо и Fe, где уровень напряжений для мартенситного превращения высок (ам ~ 80-200 МПа), в отсутствие границ зерен, дисперсных когерентных частиц второй фазы и дислокационной субструктуры, мартенситная пластина, возникающая под напряжением, легко теряет устойчивость, распространяется с высокой скоростью и может достигать размеров, равных поперечным размерам образца. В вершине растущего с большой скоростью мартенситного клина достигаются высокие напряжения, и первая мартенситная пластина становится источником трещины, распространение которой приводит к хрупкому разрушению кристаллов сколом при температурах М„ <T<Md- Это подтверждается тем фактом, что напряжение разрушения в интервале температур M„-Md ведет себя подобно напряжению образования мартенсита под нагрузкой и описывается уравнением Клайперона-Клаузиуса. Карбидные частицы играют при этом роль дополнительных концентраторов напряжения.

Поликристаллы TiNi(Fe, Мо) с крупным размером зерна (d«190 мкм), полученные из литого материала и не обладающие текстурой, ведут себя подобно монокристаллам «жестких» ориентаций. Их деформация в В2 фазе контролируется деформацией хрупких зерен с ориентациями [001] и [011], расположенных в сечении образца. Разрушение имеет транскристаллитный характер, когда на фрактурах можно выделить зерна с мягкими и жесткими ориентациями. При T<Md крупнозернистые поликристаллы, подобно монокристаллам, испытывают ВХП. Мелкозернистые (d~ 35 мкм) поликристаллы TiNi(Fe, Мо), полученные высокотемпературной прокаткой и закалкой, не проявляют ХВП, независимо от направления, выбранного в прокате, а при температуре вблизи М„ показывают максимальную пластичность до разрушения.

Далее методами механических испытаний на одноосное растяжение, электронной микроскопии, исследования зависимости р(Т) изучено влияние различных факторов - старения, термоциклирования через точки фазовых превращений, азотирования - на предел текучести, пластичность и разрушение «мягких» кристаллов TiNi(Fe, Мо), а также на температуры МП в монокристаллах TiNi(Fe, Мо) и TiNi(Fe). Исследование кинетики старения при Т=673 К и 773 К показало, что максимальный эффект упрочнения (увеличение ст0,1 на 20-30 %) достигается при временах старения ~1-1,5 час., когда частицы выделяющейся мелкодисперсной фазы Ti3Ni4 когерентно связаны с матрицей и являются препятствиями для скользящих дислокаций. Старение приводит к снижению пластичности «мягких» кристаллов и смещению пика пластичности в область более высоких температур. Насыщение сплава I азотом до кон-

центрации Cn«2 вес. % слабо влияет на предел текучести кристаллов при Т=473 К, однако приводит к резкому снижению пластичности до 0,5 % уже при См^0,6 вес. %. Температура Ак ведет себя немонотонно, а М„ при Ск«1,45 вес.% резко понижается на ~ 40 К, что связано с образованием частиц TiN и обогащением матрицы никелем. Термоциклирование также сдвигает точку Мн в область более низких температур и приводит к охрупчиваншо «мягких» кристаллов.

В разделе 2 «Локализация пластической деформации и механическое двойникование В2 фазы в монокристаллах никслида титана» проанализированы особенности механического поведения В2 иитерметаллидов CuZn, AgMg, FeAl, NiAl, FeCo, не испытывающих мартенситных превращений: аномальная температурная зависимость предела текучести, сложная зависимость Ткр от ориентации кристалла и знака приложенного напряжения, увеличение коэффициента упрочнения 0=dn/de с ростом энергии упорядочения и степени дальнего порядка в сплаве, низкая пластичность, нарушение закона Боасса-Шмида и т.д. Указанные особенности на уровне носителей деформации связаны с разными типами дислокаций и сверхдислокаций, возникающих в процессе пластической деформации, с их диссоциацией, закреплением, расщеплением и взаимодействием. Природа хрупкости В2 иитерметаллидов заключается в затрудненном поперечном скольжении дислокаций и ограниченном числе действующих систем сдвига.

Для сравнения деформационного поведения монокристаллов TiNi(Fe, Mo) и TiNi(Fe) с другими В2 интерметаллидами были проанализированы кривые растяжения (рис. 3) и сжатия «мягких» и «жестких» кристаллов и изучены механизмы их деформации в области температур T>Mj, которая связана с пластической деформацией ау-стенитной В2 фазы. Установлено, что пластическое течение «мягких» [1 11]- и [ 1 12]-кристаллов в В2 фазе развивается преимущественно в одну стадию с низким коэффициентом упрочнения (рис. 4 а, д, е) и характеризуется появлением локализованного скольжения на поверхности кристаллов. Двухповерхностный кристаллографический анализ следов скольжения, рентгеноструктурный анализ прецессии оси кристалла и электронно-микроскопические исследования (g-b - анализ, следовой анализ) показали, что механизмом, ответственным за предел текучести «мягких» кристаллов при растяжении (рис. 4) и сжатии, является дислокационное скольжением по системам а<100>{110} и а<100>{001}, для которых в указанных полюсах высоки факторы Шмида - 0,33-0,47. Основными элементами дислокационной структуры «мягких» кристаллов TiNi(Fe, Mo) при s~ 3% являются диполи и плоские скопления дислокаций с «кубическим» вектором Бюргерса (рис. 5 а, б). Дислокации в плоских скоплениях и в плоскостях {110}, и в {001} являются смешанными (рис. 5 в) с углом между линией дислокации и вектором Бюргерса ф~30°, что характерно для материалов, содержащих высокую объемную долю концентрационных неоднородностей - границ антифазных доменов, доменов несоразмерной фазы и когерентных частиц Р' - фазы. Оценка энергии образования трех типов дислокаций с векторами Бюргерса Ь=а<100>, лежащих в плоскостях (001), проведенная в работе на основе теории анизотропной упругости (Foreman A.J.E.), показала, что энергии винтовой и смешанной дислокаций в TiNi примерно одинаковы и ниже, чем энергия образования краевой дислокации. Это согласуется с экспериментальными наблюдениями винтовых и смешанных дислокаций с вектором Бюргерса Ь=а<100> в монокристаллах TiNi(Fe, Mo). После е~3-5% в деформационной структуре кристаллов происходит образование микрополос локализованного сдвига с разориентацией -1° относительно матрицы (рис. 5 г). Границы микрополос параллельны плоскостям {110}, а их ширина составляет 0,1-1,0 мкм.

Внутри полос часто наблюдается скольжение по другой системе. Объемная доля материала, занятая полосами сдвига, увеличивается пропорционально степени деформации (рис. 6).

Рис. 3. Кривые растяжения монокристаллов ТЇ№(Рє, Мо): (а-г) - сплав I, (д, е) - сплав II. Ориентация кристаллов указана на рисунках точкой в стандартном стереографическом треугольнике или обозначена индексами Миллера

<001>{1Ю} <001>{001}'

112; 1010 ](001), (НО), (01 \у 123

001](110),(011) ;ою](1о1),[о 103(001)

[1003(011) [001](110),(Ш)

001 (Тю),(1 ю) 011

Рис. 4. Плоскости и системы скольжения, наблюдаемые в монокристаллах "ПЩРе, Мо)

Рис. 5. а-б - Плоские скопления дислокаций а<100> в плоскостях (011) и (1 10) в [ 1 11]-монокристалле сплава I, е~1 %, Т=573 К, для дислокаций в скоплениях типа В при §= 110 выполняется условия погасания; в - дислокации с Ь=а[010] на плоскости (001); г - микрополоса локализованного сдвига с границами {110} в [1 12]-монокристалле сплава I, Т=473 К, е~5%, микродифракция с полосы и окружающего объема, зона [001]вг

При высоких степенях деформации в микрополосах сдвига «мягких» кристаллов наблюдается малоугловая фрагментация материала. В структуре монокристаллов Т1№(Ре, Мо) других ориентации при растяжении также наблюдается только «кубическое» скольжение (рис. 4) (в [001]-кристаллах - в зонах разрушения), и для него не выполняется закон Боаса-Шмида, то есть существует ориентационная зависимость критического скалывающего напряжения ткр.

Образование микрополос локализованного сдвига в никелиде титана при Т>М,] можно описать как результат коллективного двойного поперечного скольжения групп дислокаций [7]. Принципиальными моментами модели являются наличие плоских скоплений в дислокационной структуре материала и возможность винтовых дислокаций осуществлять поперечное скольжение. Формирование микрополос рассматривается [7] как процесс неустойчивости дислокационной структуры к скольжению по одной системе.

Рис. 6. Полосы локализованного сдвига с границами параллельными плоскостям (1 10)вг в монокристалле сплава I с ориентацией оси растяжения [1 11], Т=623 К, s~8,2 %: а - светлое поле, на дифракции - зона [001]в2; б-г - темные поля в рефлексах [110] и [110] при разных углах наклона фольги в гониометре а

Реализация двойного поперечного скольжения дислокаций в группе создает пластически релаксированные структуры, состоящие из парных дислокационных листов почти краевой ориентации. Разориентация в микрополосах осуществляется за счет вторичного скольжения в объеме полосы. Поскольку материал в полосах локализованного сдвига ра-зориентирован, такие полосы являются эффективными препятствиями при их взаимном пересечении или при взаимодействии с дислокациями вторичных систем. С полосами сдвига в «мягких» кристаллах связаны процессы зарождения и распространения трещин.

Особенностями деформационной структуры «жестких» [001]-кристаллов при растяжении в области T>Md~ 650-773 К являются сложные зоны локализации деформации с малоугловыми разориентировками их фрагментов и высокими внутренними напряжениями, приводящими к радиальному уширению рефлексов на микродифракциях и к упругим дилатациям кристаллической решетки (рис. 7 а-г), а также плоские скопления дислокаций и микрополосы локализованного сдвига, релаксация напряжений в которых происходит путем образования мартенсита деформации В19'. Мартенсит после разгрузки сохраняется (рис. 7 д, е) или исчезает под влиянием высоких температур деформации, сохраняя свою субструкгуру. Локализация деформации здесь проявляется на нескольких структурных уровнях, подчеркивая свою пространственную неоднородность.

Расчет и анализ тензоров деформации кристаллической решетки при дислокационных сдвигах показали, что из наблюдаемых систем скольжения - а<100>{001} и а<100>{110} только три являются независимыми. Такое число независимых систем сдвига не может обеспечить выполнение критерия Мизеса для поликристаллов TiNi, а, следовательно, их высокая пластичность в высокотемпературной В2 фазе обусловлена не только скольжением, но и механическим двойникованием.

Рассмотрены вопросы двойникования в упорядоченных структурах. F. Laves первый показал, что атомное упорядочение будет затруднять двойникование, предположив, 16

Рис. 7. Зона локализации деформации со сложной структурой в [001]-кристалле сплава I, растяжение, Т=773 К, е~5 %: а - светлое поле, микродифракция с полосы и матрицы, зона [001 ]В2> в правом верхнем углу микродифракции при большем увеличении показана форма рефлекса 1 10; б- темное поле в рефлексе 110 при угле наклона фольги в гониометре а=0°; в - светлое поле, а—3 ; г - темное поле в рефлексе 1 10 при а= - 3,5°; А, В, С, D - более тонкая полосовая субструктура. Ламели мартенсита В19' в микрополосе сдвига А, сплав I, Т=723 К, е~6 %: д - светлое поле; е - темное поле в рефлексе мартенсита [010]ві9'; на совместной микродифракции, полученной от полосы с мартенситом, зона [001]в2І|[100]ві9'

что в упорядоченном сплаве для образования зеркально симметричного двойника с учетом сорта атомов на узлах подрешетки, кроме простого сдвига требуются перетасовки атомов (shuffles). Он назвал такое двойникование сложным. Основные теоретические модели сложного двойникования для В2 структуры были развиты в работах J.W. Cahn, R.W.Cahn, M.Bevis, A.G.Crocker, J.W.Christian и E.Goo, а также W.J.Moberly с соавторами. E. Goo сформулировал критерий отбора прогнозируемых сложных мод двойникования: величина двойникового сдвига, доля перетасовывающихся атомов и расстояние перетасовки должны быть минимальны-WJ. Moberly [4] для описания механических двойников аустенитной фазы никелида титана предложил индивидуальные модели и схемы сложного двойникования по плоскостям {1 In}, {332} и {227}. Несмотря на то, что большое количество двойниковых мод наблюдалось в сплавах, испытывающих мартенситные превращения и в которых имелась широкая температурная область структурно-фазовой неустойчивости кристаллической В2-решетки, автор [4] и его коллеги не связали механическое двойникование В2 фазы с мартенситньши превращениями, протекающими в сплавах TiNi под напряжением.

Представлены оригинальные результаты по исследованию микромеханизмов деформации и особенностей температурной зависимости предела текучести монокристаллов Т1№(Ре, Мо) и Т1№(Ре) при сжатии в области В2 фазы при Т>М[1. Было показано, что при сжатии так же, как и при растяжении, наблюдается ориентацион-ная зависимость предела текучести (рис. 8, 9). Предел текучести в кристаллах с «жесткими» ориентациями вблизи полюса [001] примерно в 1,5-2 раза выше, чем в кристаллах с «мягкими» ориентациями (вблизи полюсов [112] и [111]). Кроме того, в отличие от кристаллов с ориентацией [001], в «мягких» кристаллах сплавов Т1№(Ре, Мо) (рис. 8 о, б) и Т1-48 ат. %№-2 ат. % Бе (рис. 9 а, кривые 1) отсутствует асимметрия предела текучести при растяжении и сжатии.

Оо,|, МПа

400

200

О

Рис. 8. Температурная зависимость предела текучести при сжатии (1) и растяжении (2) в монокристаллах сплава I (а) и сплава II (б) с ориентацией оси деформации [-112]

Со.ь МПа 700

600

500

400

300

200

100

0

Рис. 9. а - Температурная зависимость предела текучести при сжатии (сплошные линии) и растяжении (пунктирные линии) в монокристаллах Ті-48 ат. % "Ni-2 ат. % Fe различных ориентации; б - Температурная зависимость предела текучести при сжатии в монокристаллах ТІ-47 ат. % Ni-З ат. % Fe

Это связано с тем, что в «мягких» кристаллах указанных сплавов при T>M,j~350 К при сжатии и растяжении действуют одни и те же носители пластической деформации с низкими хкр - дислокации с кубическими векторами Бюргерса Ь=а<100>. Металлографический анализ следов скольжения и электронно-микроскопические исследования показали, что в [1 11]-монокристаллах сплава I, деформированных сжатием при T>Mj, скольжение происходит преимущественно по двум системам [100](011) и [010]( 1 01) с максимальными факторами Шмида и носит локализованный характер. На фольгах, вырезанных перпендикулярно оси сжатия, в области действия нескольких систем скольжения видна однородная дислокационная структура с большим количеством дислокационных петель и диполей. Это свидетельствует о том, что винтовые

а<100> дислокации испытывают поперечное скольжение с образованием дислокационных порогов, которые, двигаясь в разных плоскостях, оставляют за собой большое количество призматических петель и вытянутых дислокационных диполей. Подобная дислокационная структура наблюдается в [Г11]-кристаплах Т1-47ат. % Ni-Зат. % Fe. Деформации механическим двойникованием или strain-induced мартенситным превращением в [ 1 11] и [112]-кристаллах при сжатии в В2 фазе в области T>Hi не наблюдается. Это связано с низкими значениями критических скалывающих напряжений для скольжения дислокаций с Ь=а<100> (т^ 120 МПа), несмотря на высокие значения факторов Шмида для двойникования и мартенситного превращения в этих полюсах.

Сжатие [001]-кристаллов Ti№(Fe, Mo) при температурах Т=373-773 K>Md*300 К сопровождалось периодическими скачками нагрузки (serrations) на кривых сжатия а- е с (рис. 10) и звуковыми эффектами (щелчками), ц Предел текучести в этом интервале слабо за- i висел от температуры (рис. 1 а, кривая 2), он в = два раза выше, чем у [1 12]-кристаллов при сжатии/растяжении, и в ~1,5-2 раза ниже, чем co,i У [001]-кристаллов при растяжении.

Металлографически на поверхности деформированных [001]-кристаллов наблюдались (рис. 11 а-в) два типа некристаллографических мезополос локализованной деформации А и В, которые при сжатии распространялись полосой Людерса от одного основания образца к другому. Число мезополос при малых степенях деформации совпадало с числом скачков нагрузки на кривых сжатия. Плоскости залегания мезополос были отклонены на ~ 10-20° от плоскости (001). В [001]-кристаллах Ti50Ni47Fe3 при сжатии в аустенитной фазе наблюдалось подобное деформационное поведение и картина следов (рис. 11 г). Исследования тонких фольг показали, что мезополосы типа А состоят преимущественно из пачек {114}- и {113}-двойников деформации В2 фазы, в некоторых областях наблюдались также {112}-двойники (рис. 12-14).

U00

200

- Удлинение. "У" Рис. 10. Кривые сжатия [001]-кристаллов сплава I при температурах выше Md

Рис. 11. (о-в) - Эволюция картины следов деформации на поверхности [001 ]-кристаллов сплава I при сжатии, Т=573 К. Ось сжатия параллельна вертикальной стороне рисунка, (г) -следы на поверхности [001]-кристаллов Т15оМ47ре3 после сжатия при Т=573 К, е~5,5%

Рис. 12. Пачка {114}-двойников деформации В2 фазы: а - совместная микродифракция, [Oll] зона двойника параллельна [011] зоне матрицы, пунктирной линией указан след га-битусных плоскостей двойников в пачке; а - светлое поле

Рис. 13. Двойник В2 фазы с габитусными плоскостями (З 1 1) в [001 [-кристалле ТіЩРе, Мо) при сжатии, сплав I, Т= 573 К, еш~3 %: (а-в) - темные поля в рефлексе 1 01 д„ при разных углах наклона фольги в гониометре а; г -микродифракция от матрицы и двойника, зона матрицы [001]маг || [111]дв- А, В, С, Э, Р - области двойника, разориентированные на малые углы. Угол между вектором действующего отражения и ПОН р«90°

Рис. 14. Двойники с габитусными плоскостями (2 1 1) в [001 [-кристалле, сплав I, сжатие, Т=573 К, є~2%: а - темное поле в рефлексе 200дв; б - микродифракция с двойников и матрицы к (а), [011] зона двойника параллельна [011] зоне матрицы

0,7 мкм

Все двойники имели упорядоченную В2 структуру, что определялось по присутствию на дифракционных картинах от двойников сверхструктурных рефлексов. Кристаллографической особенностью механических двойников В2 фазы в TiNi является то, что решетка двойников была разориентирована относительно матрицы вокруг их общего направления <110> на углы двойникования. Ориентационное соотношение зона <001>шт ||<111>дв однозначно характеризовало {113}-двойникование так же, как ориентационное соотношение <011>MJ I <111>д„ - {114}-двойникование в аустенитной фазе. Мезополосы типа В состояли из сдвойникованных по плоскостям (011 )а 1 с,- пластин мартенсита В19'. Развитие мартенситного В2-»В19' превращения при T>Md подтверждалось рентгенограммой, снятой с поверхности деформированного кристалла. Объемная доля мартенсита увеличивалась пропорционально степени деформации.

Различие механизмов деформации в [001]-кристаллах TiNi(Fe, Mo) и TiNi(Fe) при сжатии и растяжении в области В2 фазы обусловило сдвиг температуры Md и существование асимметрии предела текучести: а^ « (0,3 н- 0,5)сг07'"' ■ Температура

М^ при сжатии ниже, чем Mj при растяжении этих же кристаллов. Из этого следует, во-первых, что деформация сжатием способствует двойникованию в В2 фазе и мартен-ситному превращению под нагрузкой, потому что требует низких напряжений. Во-вторых, в условиях низкой подвижности дислокаций в кристаллах с ориентацией оси деформации [001] пластическое течение на мезоскопическом уровне развивается путем включения коллективных мод деформации - пачек двойников В2 фазы и мар-тенситных ламелей, расположенных под углом ~ 12-15° к плоскости залегания мезополосы. Размеры мезополос определяются, по-видимому, характерными размерами мезоконцентраторов (крупных частиц окислов и карбидов титана) как зон активации мезоуровня деформации. Важной особенностью при этом являются достижение высокого уровня локальных напряжений, близких к теоретической прочности кристалла, а также значительные градиенты напряжений, приводящие к высокой локальной кривизне кристаллической решетки.

Одновременное наблюдение двойников В2 фазы и мартенсита В19' в [001]-монокристаллах T£Ni(Fe, Mo) и TiNi(Fe), деформированных сжатием при T>Md, указывало на их тесную связь. Чтобы доказать «мартенситное» происхождение В2-двойников, монокристаллы TiNi(Fe, Mo) (сплава III) различных ориентации были деформированы одноосным сжатием и прокаткой в температурном интервале мартенситного превращения, наведенного напряжением M„-Md. На рис. 15 приведены кривые сжатия кристаллов сплава III с осью деформации [001] с разгрузкой и последующим нагревом деформированных образцов до Т=373 К (несколько циклов), показывающие проявление ЭПФ и СЭ. Металлографические и электронно-микроскопические исследования показали, что после пластической деформации в мартенситной фазе (цикл V на рис. 15 а и цикл IV на рис.15 б) в структуре деформированных образцов наблюдаются крупные {113}-двойники В2 фазы и области материала, вернувшие свою исходную ориентацию после мартенситного превращения, то есть испытавшие обратное мартенситное превращение по пути «строго назад». При сжатии кристаллов других ориентации ЭПФ и СЭ не наблюдается, поскольку мартенситное превращение в них сопровождается дислокационным скольжением из-за низкого предела текучести В2 фазы. Однако в их деформационной структуре также наблюдается В2-двойникование с габитусными плоскостями {113}, {114}, {115} и остаточный мартенсит В19', как в в матрице, так и в двойниках аустенитной фазы.

Структурные исследования в кристаллах TiNi(Fe,Mo), деформированных холодной прокаткой вдоль направлений [053] и [001], также показали, что образование

Деформация, %

Рис. 15 Кривые сжатия [001] монокристаллов -П№(Ре,Мо) при Т=293 К (а) и Т=323 К (б). Пунктирные линии показывают возврат деформации при нагреве деформированного образца до Т=3 73 К

двойников В2 фазы и малоугловых (до 10°) полос локализованной деформации (ПЛД) происходит при обратном В19'->В2 превращении из пластически деформированного мартенсита. Оценка внутренних локальных напряжений в зонах двойнико-вания и ПЛД дает высокий уровень напряжений 0/50 - С/30.

Поскольку общим моментом при формировании всех типов наблюдаемых двойников В2 фазы в никелиде титана являлось прямое плюс обратное мартенситное В2->В19'—>В2 превращение, протекающее в зонах двойникования и ПЛД под напряжением, в следующем разделе диссертации были разработаны новые механизмы В2-двойникования, учитывающие его «мартенситную» природу.

В разделе 3 «Механизмы деформации и переориентации кристаллической решетки в полосах локализации и двойниках деформации В2 фазы никелида титана» рассмотрены существующие теории и модели мартенситных превращений в сплавах с ЭПФ. Основываясь на идее Немировского Ю.Р. о последовательных мартенситных превращениях [8] и независимой теории фазовых переходов ОЦК-»ГПУ, ОЦК->ГЦК Кассан-Оглы Ф.В, Найша В.Е. и Сагарадзе И.И (в ее компенсационном варианте «замерзания» колебаний атомных плоскостей {110}оцк в момент фазового перехода) [9], разработаны механизмы формирования ПЛД и механических двойников В2 фазы в сплавах ТГ№, основанные на протекании в зонах В2-двойникования прямых плюс обратных (по альтернативным системам) мартенситных В2->В19(В19')->В2 превращений. Анализ кристаллогеометрии показал, что механизмы атомных перестроек при В2-»В19(В19') превращении качественно подобны перестройкам в ходе ОЦК->ГПУ превращения (компенсационный вариант). В работе фаза В19 (В 19') моделировалась как фаза с искаженной ГПУ решеткой.

С позиций механики сплошной среды, МП можно представить как результат действия на кристаллическую решетку некоторой однородной дисторсии, преобразующей исходную В2 структуру в мартенсит. При рассмотрении внутренних напряжений и дисторсий кристаллической решетки в рамках классической теории упругости предполагали, что деформации и напряжения существенно не изменяются на расстояниях порядка межатомных; кроме того, существует линейная зависимость между упругими напряжениями и деформациями, а собственные деформации малы. Поэтому при анализе дисторсий кристаллической решетки в механизме В2-двойникования путем В2->В19(В19')—>В2 МП (схема образования (1 1 3)-двойника 22

на рис. 16 а-г), полную дисторсию Д1 представляли в виде суммы составляющих, производимых каждым из действующих механизмов

(2)

где Р к - тензор дисторсии, описывающий однородную деформацию превращения в процессе "контракционных" [9] смещений атомов при В2->В19(В19')-»В2 мартен-ситном превращении (с протеканием обратного превращения по альтернативной системе). Эта деформация имеет характер деформации Бейна. Ее антисимметричная часть равна нулю. Поэтому тензор дисторсии у?^ сводится к тензору деформации £к ■ Здесь - тензор, описывающий поворот кристалла до ориентационного соотношения (ОС) Курдюмова - Закса (К - 3); - тензор дисторсии сдвиговой деформации, восстанавливающей сверхструктуру В2 фазы в сдвойникованной области.

Формирование малоугловых ПЛД можно описать в схеме рис.16 а, д, когда деформация решетки типа Бейна, возникающая при прямом МП (о), компенсируется при обратном превращении (Э) с сохранением подстроечных 5,26 "-поворотов до ОС (К -3).

Рис. 16. Схемы атомных перестроек в процессе прямых (а) плюс обратных (б, д) ОЦК->ГПУ-ЮЦК превращений при формировании двойников деформации В2 фазы с га-битусными плоскостями (1 13) (а-г) и ПЛД с переориентацией 10.52° (а, д). (а, б, д) -Светлые кружки - атомы ОЦК фазы в исходной решетке; крупные кружки - атомы промежуточной ГПУ фазы после прямого МП; темные кружки - атомы ОЦК фазы после обратно-

в2->в19' в19'4в2

го МП. - главные оси прямого МП; X] - главные оси обратного МП, X, -

система координат ГПУ фазы, в/ - компоненты тензора деформации прямого МП, 5,26° -подстроенные повороты решетки до ОС К -3; в - X* - главные оси прямого плюс обратного МП, - главные оси сдвиговой деформации, восстанавливающей сверхструктуру В2 фазы в сдвойникованной области

В предложенном в работе механизме двойникования В2 фазы удалось описать переориентацию кристаллической решетки, тензора дисторсии и габитусные плоскости (плоскости нулевых дисторсий) {113}- и {112}- двойников деформации. Показано, что вклад однородной деформации превращения Бейна в общую деформацию превращения сравним со вкладом сдвиговой (дислокационной) моды деформации, восстанавливающей В2-сверхструктуру в двойнике. Одна из рассчитанных возможных инвариантных плоскостей для {113}-двойников деформации практически совпадает с плоскостью двойникования, отличие составляет 1.47°. При образовании {112}-двойника угол отклонения плоскости двойникования от рассчитанной теоретически ~7°.

Для объяснения асимметрии предела текучести В2 фазы при растяжении и сжатии вдоль направления [001] был введен фактор нормальных напряжений (и), приведенных к главным осям однородной деформации превращения, который определяет проекции внешне приложенного напряжения на направления атомных смещений по главным осям тензора ё к± ~n¡ = cosa,- («¡-углы между направлением внешне приложенного напряжения растяжения или сжатия и направлениями атомных смещений. Анализ факторов n¡ для двенадцати систем {113}-двойникования и двенадцати систем {112}-двойникования показал, что при сжатии действуют системы с большим фактором нормальных напряжений, чем при растяжении. Следовательно, в предположении равных критических напряжениях для двойникования, предел текучести В2 фазы в [001]-кристаллах никелида титана при сжатии будет ниже (~ на 40%).

В разделе 4 «Особенности формирования нанокристаллических и квазиаморфных состояний в монокристаллах никелида титана при интенсивной пластической деформации» проводится анализ литературных данных по структуре и свойствам сплавов никелида титана в субмикрокристаллическом и наноструктурном состоянии. Из анализа следует, что эволюция структуры в сплавах TiNi при интенсивных пластических деформациях определяется составом материала, уровнем приложенного напряжения, температурой и способом деформации. Однако микромеханизмы фрагментации и аморфизации в никелиде титана при ИПД еще до конца не выяснены.

Рассматривается влияние текстуры на величину ЭПФ и СЭ, гистерезис превращения, пластичность поликристаллов TiNi. Поликристаллы никелида титана с текстурой {lll}<hkl> обладают изотропными механическими характеристиками, высокой пластичностью и ЭПФ и выгодны для технологического применения.

Исследована эволюция структурно-фазовых превращений в монокристаллах сплава III (который характеризовался высокой степенью нестабильности В2 фазы, так как Тдаф=ТК0М находилась в интервале Мн<Тком<Ак) при интенсивной пластической деформации кручением (ИПДК) под высоким (8 ГПа) давлением. Ориентация оси сжатия образцов была на ~ 5° отклонена от полюса [001]. С помощью исследования тонких фольг установлено, что на начальных стадиях деформации в камере Брид-жмена в структуре материала наблюдаются механические {113}-двойники В2 фазы, бездвойниковый мартенсит В19' и высокая плотность дислокаций 10и-1012 см-2, которые генерируются указанными дефектами. Поскольку объемная доля двойников В2 фазы достаточно велика (не менее 40%), большой объем кристалла приобретает другую ориентацию с осью зоны <111>, параллельной оси сжатия, и способен в дальнейшем легко деформироваться дислокационными механизмами. Заданная в начале неоднородность деформации сохраняется до высоких степеней ИПДК.

При увеличении степени ИПДК до е~0,4-3,1 (1/32 - 1/4 оборота наковальни) в зонах {113}-двойникования интенсивно развиваются азимутальные разориентиров-ки, связанные с образованием малоугловой субструктуры (как в мягких материалах при ИПД), области матрицы испытывают множественное В2-двойникование. В дальнейшем это приводит к образованию мартенсита В19' в объемах двойников В2 фазы и матрицы и к формированию нанокристаллической (нк) структуры, состоящей преимущественно из зерен сдвойникованной мартенситной фазы (рис. 17). Крупные 24

Рис. 17. Нанокристаллическая структура, состоящая преимущественно из зерен сдвойникованной мартенситной фазы, е~1,9-3,1 (1/4 оборота наковальни), а - дифракционная картина; б - темнопольное изображение в совместных рефлексах <111>В1Ч' и <110>вг

зерна, размером ~ 50-100 нм, принадлежат мартенситу В19', мелкие зерна с с!~10 нм имеют структуру В2 фазы. После деформации на 1/2 оборота кручением происходит обратное мартенситное превращение В19'->В2 с формированием субнанокристалли-ческой структуры В2 фазы (рис. 18 а, б). Измельчение зерна приводит к появлению

Рис. 18. Структура В2 фазы после обратного мартенситного превращения, е~2,7 -г 3,8 (1/2 оборота наковальни): а - микродифракция; 6 - темное поле в азимутальном размытии на кольце <110>в2. Деформационная структура, наблюдающаяся при деформации 1/2-3 оборота наковальни Бриджмена: в - микродифракционная картина к (г), г - темнопольное изображение в участке кольца <110>в2; (д, е) - структура материала после 8 оборотов подвижной наковальни

диффузного кольца {110} В2 фазы, которое маскирует отдельные рефлексы от крупных кристаллитов. Оценка минимального размера зерна по полуширине диффузного кольца дает близкую величину d ~ 40 А. На многих электронограммах на диффузном кольце наблюдаются текстурные максимумы, соответствующие отражениям зоны <111> В2 фазы, свидетельствующие о том, что кристаллиты сохраняют ориентацию областей предыдущего {113}-двойникования. С увеличением деформации происходят дальнейшее диспергирование структуры до d «10 - 15 Д и соответствующее этому уширение диффузных колец аустенитной фазы (рис. 18 в, г). Если предположить, что все кристаллиты в материале имеют указанный размер, то относительный объем, занятый границами зерен, которые имеют структуру, близкую к аморфной, составляет примерно 50-60 %. Такое состояние материала можно считать аморфно-кристаллическим.

Параллельно с «локальными» электронно-микроскопическими исследованиями эволюции деформированной структуры образцов в процессе ИПДК проводилось рент-геноструктурное, результаты которого во многом аналогичны приведенным на рис. 18. Было установлено, что после пяти оборотов наковальни Бриджмена в материале наблюдается так называемое рентгеноаморфное состояние. При дальнейшем кручении на восемь и десять оборотов происходил разогрев образцов, который сопровождался ростом кристаллитов (рис. 18 д, е). На дифракциях при этом опять появляются текстурные максимумы. Очевидно деформированный материал, пройдя через аморфное (с точки зрения рентгеноструктурного анализа) состояние, «помнит» свою текстуру или, другими словами, даже после очень высоких степеней деформации сохраняются мелкие кристаллиты, которые при нагреве служат зародышами нанозерен.

Проведенные исследования показывают, каким образом «жесткое» зерно в поликристалле может изменить свою ориентацию в процессе образования текстуры {111}<Ш>. Механическое В2-двойникование и stress-induced мартенситное В2->В19' превращение играют важную роль в процессе формирования нк и аморфно-кристаллического состояния. В целом большое количество действующих механизмов деформации в сплавах никелида титана позволяет измельчить зерно до теоретически возможного минимального размера - нескольких межатомных расстояний и сформировать благоприятную текстуру.

Последовательность структурных превращений в кристаллах TiNi(Fe, Mo) при холодной прокатке и всестороннем прессовании вдоль направлений <001> в общем подобна последовательности при ИПДК. При степенях прокатки ~ 45% в материале формируются сложные структурно-фазовые состояния (рис. 19). Азимутальное размытие рефлексов в зонах матрицы и двойников В2 фазы (рис. 19 б, г, ё) свидетельствует о появлении в этих областях слабо разориентированной субструкгуры, связанной с интенсивным действием дислокационных механизмов деформации. Высокая плотность дислокаций и неоднородное напряженное состояние, характеризующееся высокими локальными напряжениями, способствуют образованию, во-первых, объемов материала с новыми промежуточными структурами, которые имеют значения параметров решетки между параметрами аустенита и мартенсита В19', о чем свидетельствует сложная форма рефлексов (рис. 19 б, внизу слева/ Во-вторых, появлению слабоупорядоченной (или разупорядоченной), характеризующейся отсутствием рефлексов <010>в (рис. 19 б, низ, середина), и упорядоченной мартенситной фазы В19' (рис. 19 г). В третьих, формированию двух диффузных колец, соответствующих отражениям <110>в2 аустенита и <020>bi9' мартенсита (рис. 19 б, г). Последнее свидетельствует о дальнейшем диспергировании структуры и появлению мартенситной фазы как в матрице, так и в двойниках В2 фазы. Судя по наличию текстурных максимумов на диффузных кольцах, даже после прокатки до 45 %, в материале сохраняется преимущественная (В2-двойниковая) ориентация кристаллитов (рис. 19 е).

Рис. 19. Структура кристаллов сплава I после холодной прокатки вдоль направления [053], е~45%: а, в, д - темнопольные изображения в рефлексе двойников (а) и матрицы (в, д); б, г, е - картины микродифракции к ним, соответственно

После 70-80 % прокатки на дифракциях (рис. 20), полученных от деформированного материала, присутствуют диффузные кольца, соответствующие только отражениям аустенитной фазы, причем наблюдается кольцо сверхструктурного отражения <100>в2- Этот факт говорит о том, что в сильно деформированном материале наблюдается достаточно высокая степень порядка.

Рис. 20. Формирование аморфно-кристаллического состояния в монокристаллах сплава I после холодной прокатки до е~70-80 %. а - темное поле в текстурном максимуме на кольце; б - микродифракция к (а); в - светлопольное изображение; г - темное поле в текстурном максимуме 110В2 и микродифракция с этого участка

Особенностью прокатки монокристаллов сплава II вдоль направления [001] является появление мартенситной фазы как в матрице, так и в двойниках В2 фазы уже при малых степенях деформации. Причинами этого служат более высокая прочность кри-

сталлов с ориентацией [001] при растяжении и сжатии, и отсутствие возможности релаксировать внутренние напряжения дислокационными механизмами. На начальных стадиях всестороннего прессования кристаллов сплава III вдоль направления <100> со сменой оси деформации большую роль в размножении малоугловых (~ 7°) разориентировок в структуре кристаллов играет прямое плюс обратное мартенситное В2->В19'->В2 превращение, происходящее под напряжением, с сохранением границ двойниковой структуры мартенсита. Кристаллографический анализ (рис. 21) показал, что двойники мартенсита В19' <011> типа II (А) пересекают ранее образовавшиеся двойники{011} типа I (Б). Необходимым условием для образования двойника <011> типа II (С) является то, что плоскости К, двойников А и С пересекают плоскость К) двойника В в одном направлении и имеют одинаковую величину и направление вектора сдвига т). Границы двойников сохраняются в структуре аустенита после обратного мартенситного превращения, очевидно, потому, что они провзаи-модействовали с дислокационным скольжением в окружающей их матрице, а материал бывших двойников мартенсита при этом приобрел небольшую разориентацию. Разновидностью ПЛД, образующихся в процессе аЬс-прессования кристаллов И-№(Ре, Мо), являются более мелкие микрополосы, в которых при больших увеличениях наблюдается внутренняя субструктура в виде доменов размером ~ 30 нм, необходимая, вероятно, для релаксации высокой упругой энергии в объеме микрополос после обратного мартенситного превращения.

Рис. 21. Малоугловые ПЛД в В2 фазе (а), сформировавшиеся при всестороннем прессовании в результате прямого плюс обратного МП из <110> двойников мартенсита В19', е~14 %, светлое поле; б - совместная микродифракционная картина от матрицы и полос локализации деформации, зона [001]ю

В разделе 5 «Материалы и методы исследования» более подробно описаны детали эксперимента: характеристика сплавов, выбранных для исследования, способы их получения и термической обработки, приведены ориентации исследованных монокристаллов и методы структурных исследований.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. Экспериментально установлено, что закаленные монокристаллы Ті№(Ре, Мо) при деформации одноосным растяжением в интервале температур 77-773 К проявляют сильную температурную и ориентационную зависимость предела текучести, критиче-

След (0.72053 1 1) в,,.

ских скалывающих напряжений для дислокационного скольжения по системам <100>{001} и <100>{011}, коэффициентов деформационного упрочнения, пластичности и характера разрушения. Выявлены «мягкие» ориентации кристаллов вблизи полюсов [111] и [112], характеризующиеся высокими значениями факторов Шмида для действующих систем скольжения. При деформации в них наблюдаются низкие значения предела текучести и критических скалывающих напряжений т,ф, высокая пластичность до разрушения и «жесткие» ориентации вблизи полюсов [001] и [011], которые имеют высокие Ткр, низкую пластичность и разрушаются хрупким сколом.

2. Обнаружена ориентационная зависимость температуры Md и интервала мартен-ситных превращений под нагрузкой, обусловленная ориентационной зависимостью предела текучести В2 фазы никелида титана. В кристаллах с «жесткой» ориентацией оси растяжения температура Md смещается в область более высоких температур на 100-250 К по сравнению с Md для «мягких» ориентации. Соответственно, на такую же величину расширяется температурный интервал "stress-induced" мартенситного превращения М„-н Md.

3. В высокопрочных [001]-кристаллах сплавов TiNi(Fe, Mo) и TiNi(Fe) при деформации растяжением и сжатием в высокотемпературной В2 фазе экспериментально установлен новый тип асимметрии предела текучести - aoj1"" > cry0", обусловленный зависимостью действующих механизмов пластической деформации от знака приложенного напряжения. При одноосном растяжении это дислокационное скольжение, при сжатии - механическое двойниковщше в высокотемпературной В2 фазе. В «мягких» кристаллах, в которых деформация при растяжении и сжатии легко реализуется дислокационным скольжением <100>{001} и <100>{011} вследствие высоких факторов Шмида, асимметрии предела текучести не наблюдается.

4. Показано, что закаленные кристаллы TiNi(Fe, Mo) независимо от ориентации при T<Mj испытывают хрупко-вязкий переход. При этом изменяется целый комплекс деформационных характеристик кристаллов: уменьшается пластичность, увеличивается разброс значений напряжения разрушения, плоскостями разрушения становятся плоскости, перпендикулярные оси растяжения, фрактуры приобретают скольный характер. Причиной ХВП является смена механизма деформации при T<Md от дислокационного скольжения к мартенситу напряжений В19', который в закаленных монокристаллах TiNi(Fe, Mo) имеет свои особенности: в отсутствие границ зерен, дислокационной субструктуры, частиц дисперсных фаз, клиновидные пластины мартенсита распространяются с высокой скоростью, достигают больших размеров, создавая при этом поля высоких внутренних напряжений, и приводят к хрупкому разрушению. Крупнозернистые закаленные поликристаллы TiNi(Fe, Mo) также испытывают ХВП.

5. Проведено элекгрошю-микроскопическое исследование микромеханизмов пластической деформации, ответственных за предел текучести аустенитной фазы. В кристаллах «мягких» ориентаций деформация выше температуры Md осуществляется локализованным скольжением смешанных дислокаций с Ь=а<100> по плоскостям {001} и {011}. Угол между вектором Бюргерса и линией дислокации составляет ~ 30°, что характерно для сплавов, содержащих высокую долю концентрационных неоднородностей -границ антифазных доменов, доменов несоразмерной фазы и когерентных частиц Р'-фазы. При деформации е~3-5 % в структуре кристаллов начинают формироваться малоугловые (с разориентацией до 1°) микрополосы локализованного сдвига (micro shear bands) с границами, параллельными плоскостям скольжения {110}. С увеличением степени деформации доля материала, занятая микрополосами, увеличивается, внутри полос происходит фратентация. Высокопрочные кристаллы с ориентацией [001] при растяжении хрупко разрушаются при 8~2-10 %. В зонах разрушения наблюдается действие тех же систем скольжения, что и в «мягких» кристаллах, однако дислокации имеют преиму-

29

щественно винтовой характер. Напряжения в зонах скольжения релаксируют путем образования ламелей мартенсита В19'. Высокий уровень деформирующих напряжений в этой ориентации приводит к развитию локализации деформации на нескольких струюурных уровнях и к упругим дилатациям кристаллической решетки в зонах деформации.

6. Установлено, что затрудненность дислокационного скольжения с кубическими векторами Бгоргерса в кристаллах TiNi(Fe, Mo) и TiNi(Fe) с ориентацией [001] при сжатии выше температуры Md приводит к реализации других мод деформации - механического двойникования в В2 фазе и мартенситного В2-»В19' превращения, которые действуют локализованным образом в мезополосах с некристаллографическими индексами и приводят к развитию неустойчивостей пластического течения в виде скачкообразных падений нагрузки на кривых сжатия.

7. При сжатии в интервале температур М„+ Mj механические двойники В2 фазы наблюдаются в кристаллах всех исследованных ориентации. Другими важными дефектами здесь являются ПЛД с малоугловыми разориентировками относительно матрицы, которые имеют морфологию мартенсита В19'. Особенностью дефектной структуры, как показали электронно-микроскопические исследования, являются состояния с большой кривизной кристаллической решетки и высокими локальными внутренними напряжениями. В высокопрочных кристаллах с осью сжатия [001], в отличие от кристаллов других ориентаций, наблюдается эффект сверхэластичности. При проведении экспериментов на сжатие с разгрузкой и нагревом образцов выше температуры Ак в [001]-кристаллах показана связь механического двойникования в аустенитной фазе с мартенситным В2—>В19' превращением, протекающим под напряжением.

8. С применением металлографии и электронной микроскопии тонких фольг проведено исследование кристаллографии и структуры двойников В2 фазы и ПЛД, возникающих при холодной прокатке в кристаллах TiNi(Fe, Mo) с ориентациями [053] и [001]. Показано, что ПЛД имеют границы, близкие к габитусным плоскостям мартенсита В19', и разориентированы на углы до ~ 10° относительно матрицы. В объемах двойников В2 фазы и ПЛД и в окружающих их областях матрицы существуют сложнонапряженные структурно-фазовые состояния. Формирование мартсн-ситной фазы в двойниках деформации зависит от степени стабильности В2 фазы.

9. На основе анализа полученных экспериментальных данных установлено, что основными факторами реализации механического двойникования в В2 фазе являются низкий уровень стабильности высокотемпературной В2 фазы в предмартенситной области температур, большая величина локальных внутренних напряжений и невозможность их релаксации традиционными механизмами пластического течения. Указанные факторы и связь двойников с мартенситным превращением позволили предложить новый механизм двойникования в В2 фазе, основанный на протекании в зонах двойников и ПЛД локальных обратимых мартенситных превращений. В рамках данного механизма разработана атомно-кинетическая модель, установлены новые носители пластической деформации, рассчитаны дисторсии кристаллической решетки и объяснена асимметрия предела текучести В2 фазы при растяжении и сжатии в кристаллах сплавов никелида титана с ориентацией [001].

10. Показано, что механическое двойникование в В2 фазе играет важную роль в процессах фрагментации и аморфизации сплавов никелида титана при ИПД. Действующие системы двойникования увеличивают число независимых систем сдвига в TiNi и позволяют не только сформировать благоприятную текстуру нанокристал-лического состояния {111 }<hkl>, но и измельчить зерно до размера 10-15 А.

11. Экспериментально обнаружено, что при разных видах ИПД - глубокой прокатке, кручении в камере Бриджмена, всестроннем прессовании — наблюдается одна и та же последовательность структурно-фазовых превращений: В2 фаза—> сдвойни-30

кованная В2 фаза + фаза В19' -> смесь фаз В19' и В2 в нанокристаллическом состоянии с преобладанием мартенситной фазы-» В2 фаза в нанокристаллическом состоянии -» аморфно-кристаллическое состояние. Перед переходом в аморфно-кристаллическое состояние в материале происходит обратное В19'-> В2 превращение, что свидетельствует о неустойчивости мартенситной фазы к ИПД с генерацией большого количества дефектов, при которой, как следует из эксперимента, происходит ее разупорядочение. Высокотемпературная В2 фаза сохраняет достаточно высокую степень порядка, характеризующуюся присутствием сверхструктурного отражения 001В2 на многих микродифракционных картинах, даже при высоких степенях деформации.

12. Особенностями дефектной структуры монокристаллов TiNi(Fe, Mo) при всестороннем прессовании (которое характеризуется более высокими скоростями деформации) вдоль направлений <001> является размножение малоугловых разо-риентировок в материале за счет образования ПЛД из двойников промежуточной мартенситной В19' фазы при обратном мартенситном превращении и формирование в микрополосах сложной доменной или слоистой субструктуры.

Список цитируемой литературы

/. Сплавы никелида титана с памятью формы. Часть I. Структура, фазовые превращения и свойства. //Моногр. под научной редакцией проф. Пущина В.Г. Екатеринбург: Уро РАН, 2006. -438 с.

2. Otsuka К., Ren X. Physical metallurgy of Ti-Ni-based shape memory alloys // Progress in mater. sci.-2005.-V. 50.-P. 511-678.

J. Goo E., Duerig N., Melton K., Sinclair R. Mechanical twinning in "П5оМц7Рез and Ti49Ni5i alloys // Acta met. - 1985. - V. 33. - № 9. - P. 1725-1733.

4. Moberly WJ. Mechanical twinning and twinless martensite in ternary Ti50Nijo_xMx in-termetallics. UMJ Dissertation Services, № 9205888, Stanford University. - 1991. - 329 p.

s. Валиев P.3., Александров И.В. Объемные наноструктурные металлические материалы. - М.: ИКЦ « Академкнига», 2007. - 398 с.

6. Ren X., Miura N., Zhang J., Otsuka K., Tanaka K., Koiwa M., Suzuki Т., Chumlya-kov Yu.I., Asai M. A comparative study of elastic constants of Ti-Ni-based alloys prior to martensitic transformation // Mater. Science and Eng. A. - 2001. - V. 312. - P. 196-206.

7. Jackson P.J. The formation of microbands by cross-slip // Scripta met. - 1983. - V. 17.-№.11.-P. 199-202.

s Немировский Ю.Р. О возможности мартенситного происхождения {332}-двойников в (р+о)-сплавах титана // Физика металлов и металловедение. -1998. - Т. 86. -Вып. 1. — С.ЗЗ—41.

9. Кассан-Оглы Ф.А., Найш В.Е., Сагарадзе И.В. Диффузное рассеяние в металлах ОЦК-решеткой и кристаллогеометрия мартенситных фазовых переходов ОЦК-ГЦК и ОЦК-ГПУ // ФММ. -1988. - Т. 65. -№ 3. - С. 481-492.

Основные результаты работы представлены в следующих публикациях:

1. Чумляков Ю.И., Сурикова Н.С., Коротаев А. Д. Ориентационная зависимость прочностных и пластических свойств монокристаллов никелида титана. //Физика металлов и металловедение.- 1996.-Т. 81.-Вып. 6.-С. 148-158.

2. Chumlyakov Yu.I., Kireeva I.V., Lineytsev V.N., Chepel E.V., Zuyev Yu.I., Lyisyuk A.I., SurikovaN.S. Shape memoty effects and superelasticity in the TiNi single crystals. //International conference on displacive phase transformations and their applications in materials engineering, Urbana, Illinois USA, 8 and 9 may 1996. - P. 20-23.

3. Chumlyakov Yu.I., Kireeva I.V., Litvinova E.I., Kirillov V.I., Surikova N.S. Britttle fracture in high-strengthening single crystals of austenitic stainless steels. //George R. Irvin Symp. " Cleavage fracture", Procced. of symp. held at the 1997 TMS Fall Meeting Indianapolis, Indiana, Sep. 15-17, 1997.-P. 247-261.

4. Сурикова H.C., Чумляков Ю.И. Особенности деформации и разрушения монокристаллов никелида титана в закаленном состоянии. // Физическая мезомеханика. -2000. - Т. 3. -№ 1. - С. 105-114.

5. Сурикова Н.С., Чумляков Ю.И. Механизмы пластической деформации монокристаллов никелида титана. // Физика металлов и металловедение. - 2000. - Т. 89. -№2.-С. 98-107.

6. Тюменцев А.Н., Литовченко И.Ю., Пинжин Ю.П., Коротаев А.Д., Сурикова Н.С., Лысенко О.В. Новая мода мезоуровня деформации и переориентации кристаллической решетки механизмами локальных фазовых превращений в полях напряжений. // Вопросы материаловедения.-2002,-№ 1 (29).-С. 314-334.

7. Tymentsev A. N., Korotaev A.D., Pinzhin Yu. P.,Ditenberg I.A., Litovchenko I.Yu., Surikova N.S., Valicv R.Z. Structural models and mechanisms for the formation of high-energy nanostructures under severe plastic deformation. //2nd Inter, confer. On nanomate-rials by severe plastic deformation. Fundaments Proceessing-Applic., Vienna, 9-13 Dec.

2002.-P. 12-13.

8. Тюменцев A.H., Сурикова H.C., Литовченко И.Ю., Пинжин Ю.П., Коротаев А.Д., Лысенко О.В. Новый механизм пластического течения в полосах локализации и двойниках деформации В2-фазы никелида титана путем неравновесных мартен-ситных превращений в полях напряжений. // Физика металлов и металловедение. -

2003.-Т. 95.-№ 1.-С. 1-11.

9. Тюменцев А.Н., Литовченко И.Ю., Пинжин Ю.П., Коротаев А.Д., Сурикова Н.С., Гирсова С.Л., Нестеренков В.А. Новый механизм локализации деформации в аустенитных сталях. I. Модель неравновесных фазовых (мартенситных) превращений в полях высоких локальных напряжений. // Физика металлов и металловедение. -2003.-Т. 95.-№2.-С. 1-10

10. Тюменцев А.Н., Литовченко И.Ю., Пинжин Ю.П., Коротаев А.Д., Сурикова Н.С., Лысенко О.В., Гирсова С.Л. Новая мода мезоуровня деформации механизмами динамических фазовых превращений в полях напряжений. //Физическая мезомеханика. - 2003. -Т. 6,-№2.-С. 15-36.

11. Tymentsev A.N., Surikova N.S., Litovchenko I.Yu., Pinzhin Yu.P., Korotaev A.D., Ly-senko O.V. Mechanism of deformation and crystal lattice reorientation in strain localization bands and deformation twins of the B2 phase of titanium nikelide. //Acta materialia. - 2004. -V. 52,-№7.-P. 2067-2074.

12.Сурикова H.C., Тюменцев A.H.,, Лысенко O.B., Литовченко И.Ю., Коротаев А.Д. Особенности механического двойникования в В2 фазе монокристаллов никелида титана. // Физическая мезомеханика. - 2004. - Т. 7. - Спец. выпуск. - Ч. 1. - С. 245-248.

13.ТюменцевА.Н., Коротаев А.Д., Пинжин Ю.П., Литовченко И.Ю., Сурикова Н.С. Механизмы локализации деформации и механического двойникования в условиях фазовой нестабильности кристалла в полях напряжений. // Изв. Вузов. Физика. - 2004. - Т. 47,-№8.-С. 28-48

14. Сурикова Н.С., Тюменцев А.Н., Лысенко О.В., Литовченко И.Ю. Дисторсии кристаллической решетки в процессе механического двойникования В2 фазы никелида титана механизмом локальных обратимых мартенситных превращений. // Физика металлов и металловедение. - 2006. - Т. 101. -Вып. 3. - С. 7 -15.

15. Сурикова Н.С., Лысенко О.В., Тюменцев А.Н. Анализ дисторсий в двойниках В2 фазы никелида титана. //Изв. вузов. Физика.—2006.-№ 3.-Приложение.-С. 46-47.

16. Сурикова Н.С., Тюменцев А. Н., Лысенко О.В. Асимметрия предела текучести в [001] монокристаллах никелида титана. // Физика металлов и металловедение. - 2007. -Т. 104,-№5.-С. 525-533.

17. Тюменцев А. Н., Сурикова Н.С., Лысенко О. В., Литовченко И. Ю. Закономерности и механизмы механического двойникования в сплавах на основе никелида титана. //Физическая мезомеханика. - 2007. - Т. 10.-№3.-С. 53-66.

18. Сурикова Н.С., Тюменцев А.Н. Лысенко О.В. Асимметрия предела текучести а [001] монокристаллах никелида титана. // Доклады РАН. - 2007. - Т. 417. - № 2. - С. 525-533.

19. Золотухин Ю.С., Сурикова Н.С., Клопотов A.A. Фазовые превращения в В2 соединениях на основе никелида титана. Мартенситное превращение В2-»В19. Симметрия предпереходного состояния. // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - 2007. - Т. 4. - № 3. - С. 85-93

20. Золотухин Ю.С., Сурикова Н.С., Клопотов A.A. Фазовые переходы в В2 соединениях на основе никелида титана. Мартенситное превращение В2—>В19. Термодинамический потенциал. // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. -2007. - Т. 3. - № 4. - С. 73-78.

21.Сурикова Н.С., Тюменцев А.Н., Евтушенко О.В. Мартенситное превращение под напряжением в [001] кристаллах никелида титана и его связь с механическим двойни-кованием В2-фазы. // Изв. Вузов. Физика. - 2009. - Т. 52. - № 6. - С. 58-68.

22. Сурикова Н.С., Тюменцев А.Н., Корзникова Г.Ф. Особенности структурных превращений в процессе формирования нанокристаллических и аморфных состояний в В2 фазе никелида титана при пластической деформации кручением под давлением. // Перспективные материалы. Специальный выпуск (7). Ультрамелкозернистые и нанострук-турные материалы, 2009. - С. 305-310.

23.Сурикова Н.С., Евтушенко О.В., Павлюк В.А. Локализация деформации и особенности температурной зависимости предела текучести в монокристаллах на основе никелида титана. // Физическая мезомеханика. - 2009. - Т. 12. - №5.- С. 103-110.

24.3олотухин Ю.С., Сурикова Н.С., Клопотов A.A. Возможные структурные переходы типа смещения с волновым вектором У2[001] в В2 структуре. // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - 2009. - № 1. - С. 49-59.

25. Сурикова Н.С., Клопотов A.A., Корзникова Е.А. Механизмы пластической деформации и формирования микро- и нанокристаллического состояния в сплавах на основе никелида титана // Физика металлов и металловедение. - 2010. - Т. 110. - №. З.-С. 285-294.

26. Сурикова Н.С., Золотухин Ю.С., Клопотов A.A. Структурные превращения в сплавах на осове никелида титана при интенсивных пластических деформациях // Материалы VI Международной научной конференции «Прочность и разрушение материалов и конструкций», 20-22 октября 2010 г., Оренбург, Россия. - С. 517-524.

Подписано в печать ¿¿✓¿.✓/в. Формат 60x90/16. Бумага офсет. Гарнитура Тайме, печать офсет. Уч.-изд. л. 1. Тираж 100 экз. Заказ №

Изд-во ТГАСУ, 634003, г. Томск, пл. Соляная, 2 Отпечатано с оригинал - макета в ООП ТГАСУ. 634003, г. Томск, ул. Партизанская, 15.

Введение.

1. Закономерности температурной и ориентационной зависимости прочностных и пластических свойств монокристаллов сплавов никелида титана при растяжении.

1.1. Последовательность мартенситных превращений в закаленных монокристаллах ^№(Ре, Мо).

1.2. Температурная и ориентационная зависимость предела текучести в монокристаллах Т1№(Ре, Мо).

1.3. Особенности хрупко-вязкого перехода в закаленных монокристаллах никелида титана.

1.4. Влияние различных факторов на пластичность и разрушение монокристаллов никелида титана.

Выводы к разделу 1.

2. Локализация пластической деформации и механическое двойникование В2 фазы в монокристаллах никелида титана.

2.1. Типы дислокаций и температурная зависимость предела текучести в В2 ин-терметаллидах, не испытывающих мартенситных превращений.

2.2. Системы скольжения, дислокационные структуры и локализация деформации в монокристаллах ТО<П(Ре, Мо) при растяжении.

2.3. Механическое двойникование в В2 решетке.

2.4. Механизмы деформации и особенности температурной зависимости предела текучести [001]-кристаллов Т1№(Ре, Мо) при сжатии.

2.4.1. Деформационное двойникование в В2 фазе никелида титана при температурах выше Ма.

2.4.2. Мартенситное В2-»В19' превращение под напряжением и его связь с механическим двойникованием В2 фазы.

2.5. Формирование полос локализованной деформации и двойников В2 фазы в монокристаллах Т1№(Бе, Мо) при прокатке/.

2.5.1. Дефектная структура кристаллов с направлением прокатки <053>.

2.5.2. Структура кристаллов после прокатки вдоль направления <100>.

Выводы к разделу 2.

3. Механизмы деформации и переориентации кристаллической решетки в полосах локализации и двойниках деформации В2 фазы никелида титана.

3.1. Теории и модели мартенситных превращений.

3.2. Атомно-кинетические модели формирования полос локализации деформации и механических двойников В2 фазы никелида титана.

3.3. Дисторсии кристаллической решетки при механическом двойниковании В2 фазы никелида титана механизмами локальных обратимых мартенситных превращений.

3.4. Определение инвариантных (габитусных) плоскостей двойников деформации В2 фазы.

3.5. Анализ асимметрии предела текучести в монокристаллах сплавов никелида титана.

Выводы к разделу 3.

4. Особенности формирования нанокристаллических и квази-аморфных состояний в монокристаллах никелида титана при интенсивной пластической деформации.

4.1. Структурные превращения и механизмы образования {111}<Ьк1> текстуры микро- и нонокристаллического состояния в сплавах никелида титана при интенсивной пластической деформации кручением под высоким давлением.

4.2. Фрагментация в кристаллах ТО^Бе, Мо) при прокатке.

4.3. Формирование дефектной структуры кристаллов Т1№(Ре, Мо) в условиях всестороннего прессования.

Выводы к разделу 4.

5. Материалы и методы исследования.

5.1. Выбор и получение материалов для исследования.

5.2. Методы исследования.

Выводы.

Актуальность проблемы. Прогресс в науке и технике неразрывно связан с эффективным использованием традиционных и разработкой новых материалов с уникальными свойствами. Поэтому уже многие годы не ослабевает пристальный интерес к сплавам на основе никелида титана, проявляющим эффекты памяти формы (ЭПФ) и сверхэластичности (СЭ) [1-33]. Большинство научных работ, выполненных на сплавах ТОМ, нацелено на исследование факторов, позволяющих направлено воздействовать на основные характеристики мартенситных превращений: температуры и гистерезис превращения, величину ЭПФ, структурное состояние сплавов в предмартенситной области. Основными параметрами, способными в значительной мере управлять этими характеристиками, являются уровень прочностных свойств высокотемпературной (аустенитной) В2 фазы и механизмы ее пластической деформации.

Поскольку большинство используемых на практике поликристаллических сплавов Т1№ обладают значительной анизотропией ЭПФ, реактивного напряжения и прочностных характеристик, связанной с определенными типами текстур, формирующимися при термомеханических обработках, возникает задача выяснения ориентационной зависимости прочностных и пластических свойств монокристаллов высокотемпературной В2 фазы. Однако, детальных исследований, выполненных на монокристаллах мало, недостаточно работ по определению и аттестации действующих механизмов пластической деформации, что не позволяет сравнивать деформационное поведение монокристаллов на основе никелида титана с монокристаллами других В2 интерметаллидов. Такое сравнительное изучение имеет отдельный научный интерес, поскольку сплавы с В2 сверхструктурой проявляют целый комплекс уникальных свойств: аномальную температурную зависимость предела текучести, сложную зависимость ткр от ориентации кристалла и знака приложенного напряжения, склонность к локализации деформации, способность к фазовым переходам порядок-беспорядок и т.д. Упорядочение сопровождается охруп-чиванием поликристаллов и снижением пластичности монокристаллов. Кроме того, большинство В2 интерметаллидов стехиометрического состава характеризуются значительной анизотропией упругих модулей.

Никелид титана, среди других В2 интерметаллидов, обладает самой высокой пластичностью до разрушения 5-30-80 % [2, 3, 6, 10]. Причем поликристаллы TiNi пластичны как в мартенситном, так и в аустенитном состояниях. Выяснение природы высокой пластичности никелида титана представляет как практический, так и фундаментальный интерес. При температурах ниже 0,ЗТпл, где другие интерметал-лиды - NiAl, FeAl, AgMg, CoTi, имеют ограниченную пластичность, поликристаллы никелида титана, деформируются мартенситным превращением, наведенным напряжением (stress-induced martensitic transformation), обеспечивающим им максимальную пластичность вблизи температуры начала мартенситного превращения Мн. Высокая пластичность наблюдается на поликристаллах TiNi с размером зерна d~6-40 мкм, полученных высоко- или низкотемпературной прокаткой, штамповкой или волочением с последующими отжигами и закалкой, или охлаждением с печью. При этом в материале создается структурно-неоднородное состояние, которое с одной стороны создает многочисленные центры для зарождения мартенсита (дислокации, дислокационные скопления, полосы локализованной деформации (ПЛД), частицы вторых фаз и т.д.), а с другой - ограничивает размер мартенситных пластин размером зерен или субзерен, уменьшая локальные внутренние напряжения.

В закаленных монокристаллах никелида титана развитие stress-induced мартенситных превращений может сильно отличаться от указанных поликристаллов. В отсутствие границ зерен, частиц второй фазы, дислокационный субструктуры, инициируемые нагрузкой мартенситные кристаллы В19' фазы с максимальными факторами Шмида будут терять устойчивость, достигая критических размеров, и, быстро распространяясь через все сечения образца подобно двойникам, плоским скоплениям дислокаций и трещинам, приводить к хрупкому разрушению. Предполагалось, что закаленные монокристаллы TiNi, также как другие В2 интерметалли-ды, будут испытывать вязко-хрупкий переход при температурах T<Md (температура начала пластической деформации В2 фазы). Такие же деформационные закономерности можно ожидать и на закаленных поликристаллах никелида титана с крупным размером зерна.

Высокую пластичность никелида титана при температурах T>Md (температура начала пластического течения В2 фазы) в некоторых работах [15-18] связывают с развитием двойникования в упорядоченной В2 фазе, которое совместно с дислокационным скольжением по системам а<100>{011} обеспечивает выполнимость критерия Мизеса для пластичности поликристалла.

Упорядочение сплавов с ОЦК решеткой значительно затрудняет деформацию механическим двойникованием. Критические напряжения для двойникования становятся настолько высокими, что прежде достигаются напряжения для хрупкого разрушения, как это показано на сплавах FeCo. Тем не менее, двойникование в В2 фазе поликристаллических сплавов Ti49Ni5i и Ti5oNi47Fe3 по плоскостям {114} с вектором сдвига <221>, при котором сохраняется дальний порядок в двойнике, и "псевдодвойникование" по плоскостям {112} с вектором сдвига а/6 <111>, которое в В2 сверхструктуре создает разупорядоченный двойник, обнаружено еще в ранней работе [15]. Вопрос о псевдодвойниковании в TiNi по плоскостям {112} с нарушением В2 порядка в двойнике до конца не ясен и обсуждается в научной печати.

Позднее [17, 18] на сплавах TiNi были установлены другие типы В2-двойников с плоскостями габитуса {113}, {227}, {332}, {115}, {116}, и предложены схемы сложного двойникования, которое включает не только сдвиги, но и перетасовки атомов для восстановления сверхструктуры в сдвойникованной области. Причем, для каждого типа двойников предложены индивидуальные двойникующие дислокации и свои схемы перетасовок атомов [17, 18]. Однако ориентационная зависимость этих явлений, а также их природа и связь с мартенситным превращением, происходящим под напряжением до сих пор не выяснены.

Только детальные исследования зависимости процессов В2-двойникования от температуры, ориентации оси деформации, состава сплава и знака приложенного напряжения, выполненные на монокристаллах TiNi, могут дать основания для разработки кристаллографических моделей и атомных механизмов двойникования, которые позволят с единых позиций объяснить все типы двойников и теоретически описать дисторсии кристаллической решетки В2 фазы в процессе механического двойникования

Анализ факторов Шмида показывает, что механическое двойникование в В2 фазе в определенных ориентациях монокристаллов TiNi может быть основным механизмом пластической деформации. Этот факт может свидетельствовать об ори-ентационной зависимости температуры Mj потому, что переход от стадии «stressinduced» мартенситного превращения к стадии пластического течения в В2 фазе при температуре Md в одном случае будет определяться равенством напряжений мартенситного сдвига (превращения) критическим напряжениям для сдвига дислокаций стм=ткр (ориентации вблизи полюса [111]), в другом случае - напряжению для двойникования ам=тдв (ориентации вблизи полюса [001]). Исследований ориента-ционной зависимости температуры Mj ранее не проводилось из-за сложности получения монокристаллов TiNi. В поликристаллах никелида титана, не обладающих текстурой, величина температуры Md усредняется по большому количеству зерен и практически не должна зависеть от направления, выбранного в материале, в отличие от сильно текстурированных сплавов TiNi.

В последние годы усилился интерес к ультрадисперсным и нанокристалли-ческим (НК) материалам, в том числе к сплавам никелида титана, которые в НК состоянии проявляют более высокие прочностные свойства в сочетании с хорошей пластичностью, эффектами однократно и многократно воспроизводимой памяти формы, СЭ и реактивного напряжения. Наиболее перспективными методами получения объемных образцов НК сплавов на основе никелида титана являются методы интенсивной пластической деформации (ИПД). В связи с этим, исследование структурно-фазовых превращений, локализации деформации и механизмов формирования НК и аморфных состояний в сплавах TiNi при ИПД также является актуальной задачей. На первый план здесь выступают кооперативные механизмы деформации и фрагментации материала, взаимодействие дефектов и структурно-фазовые превращения, происходящие в полях высоких внутренних напряжений.

Целью настоящей работы является систематическое комплексное исследование (экспериментальное и теоретическое) закономерностей и механизмов пластической деформации и структурно-фазовых превращений в монокристаллах на основе никелида титана при разных видах нагружения (одноосное растяжение и сжатие, холодная и «теплая» прокатка, кручение в камере Бриджмена, всестороннее прессование) с определением кристаллографических систем сдвига, характеристикой носителей деформации, аттестацией напряженного состояния в зонах локализации деформации.

Выбор для исследования трех сплавов" TiNi(Fe, Mo) (поли- и монокристаллы) обусловлен тем, что указанные сплавы обладают уникальным комплексом физико-механических свойств, сделавших их наиболее перспективными для использования в технике и медицине в качестве конструкций, элементов, имплантатов, тканевых и сетчатых материалов для челюстно-лицевой хирургии, ортодонтических изделий, инструментов и наноструктурных нитей. Они обладают высокой прочностью, коррозионной стойкостью и хорошей пластичностью [3, 6, 12]. Кроме указанных выше монокристаллов, в работе частично исследованы: монокристаллы сплавов TiNi(Fe) (два сплава), их выбор был связан с тем, что в поликристаллах одного из этих сплавов впервые наблюдали механические двойники В2 фазы [15].

Для достижения цели исследования в работе были поставлены следующие задачи:

1. Исследовать зависимость предела текучести, пластичности, коэффициентов деформационного упрочнения и характера разрушения в монокристаллах на основе сплавов никелида титана от ориентации оси деформации, температуры испытания, состава сплава, температуры старения и способа нагружения (растяжение/сжатие).

2. Изучить основные закономерности развития мартенситных превращений под напряжением в закаленных монокристаллах TiNi(Fe, Mo).

3. На монокристаллах двух сплавов TiNi(Fe, Mo) и TiNi(Fe) провести детальное экспериментальное изучение механизмов пластической деформации высокотемпературной В2 фазы при растяжении и сжатии в зависимости от температуры, ориентации оси деформации, степени стабильности В2 фазы. Определить действующие кристаллографические системы дислокационного скольжения и габитусные плоскости механических двойников, провести аттестацию дислокаций, выяснить роль strain-induced мартенситного В2-»В19' превращения в зонах локализации деформации.

4. Провести сравнительное экспериментальное исследование деформационного поведения и разрушения крупнозернистых, бестекстурных и мелкозернистых тек-стурированных поликристаллических сплавов TiNi(Fe, Mo).

5. На основе полученного экспериментального материала разработать атомные модели и механизмы двойникования в В2 фазе никелида титана, учитывающие общую природу разных типов механических двойников и полос локализации деформации. Рассчитать дисторсии кристаллической решетки и габитусные плоскости двойников в рамках предложенных механизмов.

6. Провести электронно-микроскопическое исследование эволюции дефектной субструктуры, фазовых превращений, процессов фрагментации и аморфизации в монокристаллах сплава TiNi(Fe, Mo) при различных способах ИПД.

Поставленные задачи были решены в процессе диссертационного исследования.

Основными методами исследования в работе являются: механические испытания образцов монокристаллов на одноосное растяжение и сжатие, холодную и «теплую» прокатку, кручение под высоким давлением в камере Бриджмена, всестороннее (abc-) прессование; оптическая микроскопия, которая использовалась для изучения деформационного рельефа образцов и проведения металлографического двухследового анализа; просвечивающая электронная микроскопия тонких фольг; растровая электронная микроскопия - для анализа следов деформации и поверхностей разрушения образцов; рентгеноструктурные исследования - для ориентации монокристаллов, изучения прецессии оси кристаллов в процессе деформации, определения фазового состава деформированных кристаллов.

Достоверность результатов исследований обеспечивается корректностью постановки задачи, использованием современных экспериментальных методов исследования, воспроизводимостью полученных.результатов эксперимента и подтверждается сопоставлением с расчетными и литературными данными.

Научная новизна работы. В работе впервые проведены комплексные экспериментальные исследования ориентационной и температурной зависимости прочностных и пластических свойств и характера разрушения закаленных монокристаллов сплавов никелида титана при растяжении в широкой области температур 77-773 К. Исследована микроструктура деформированных образцов и механизмы пластической деформации высокотемпературной В2 фазы, определены кристаллографические системы скольжения. Установлены «мягкие» ориентации кристаллов с низкими пределом текучести в В2 фазе, низкими ткр для действующих систем скольжения, и высокой пластичностью и «жесткие» ориентации, где ст0,1 и ткр в два раза выше, чем в «мягких» ориентациях. Обнаружен вязко-хрупкий переход, критическая температура которого коррелирует с температурой Md.

Впервые показано, что температура начала пластического течения в В2 фазе, Md, и интервал мартенситного превращения под нагрузкой имеют ориентационную зависимость и определяются уровнем прочностных свойств матрицы и механизмом деформации, ответственным за предел текучести.

В кристаллах Т1№(Ре, Мо) и Т1№(Ре) с ориентациями вблизи полюса [001] обнаружена асимметрия предела текучести в В2 фазе при растяжении и сжатии.

Установлена зависимость механического двойникования в упорядоченной В2 фазе никелида титана от ориентации кристалла и знака приложенного напряжения. Исследованы закономерности развития двойникования в монокристаллах сплавов ТГ№(Ре, Мо) и его связь с мартенситным В2—>В19'-»В2 превращением при сжатии и холодной прокатке, проведена электронно-микроскопическая аттестация струюурно-фазовых состояний и уровня локальных внутренних напряжений в зонах двойникования.

Изучена последовательность структурно-фазовых превращений и механизмы фрагментации в монокристаллах 'ПТМ^Ре, Мо) при разных способах ИПД - холодной и «теплой» прокатке, всестороннем прессовании и кручении в камере Брид-жмена. Исследована кристаллография ПЛД, формирующихся из двойников мартенсита В19' при обратном мартенситном превращении. Определен предельный минимальный размер кристаллитов в формирующемся аморфно-кристаллическом состоянии. Предложен механизм образования {111}<11к1> текстуры в нанокристал-лических сплавах Т1№.

Научное и практическое значение результатов работы. Экспериментальные данные о пластичности и прочности монокристаллов никелида титана вдоль различных кристаллографических направлений, полученные в работе, позволяют целенаправлено воздействовать на структуру поликристаллических ансамблей и формировать в них текстуры с «мягкими» направлениями, при которых наблюдается как высокая пластичность в области высокотемпературной В2 фазы, так и высокие значения ЭПФ и СЭ. Это существенно расширяет возможности практического применения сплавов с ЭПФ.

Совокупность полученных экспериментальных и теоретических результатов о действующих механизмах пластической деформации В2 фазы в сплавах на основе никелида титана - дислокационное скольжение, механическое двойникование, мар-тенситное превращение, инициируемое деформацией, развивают и углубляют физическое представление о закономерностях и механизмах деформации и разрушения интерметаллидов с В2 структурой.

Экспериментальные данные по механизмам фрагментации и особенностям формирования нанокристаллических и квази-аморфных состояний в сплавах

Т1№(Ре, Мо) при интенсивных пластических деформациях (кручением под высоким давлением, глубокой прокаткой и всесторонним прессованием), полученные в работе, могут иметь значение для разработки новых технологий получения объемных нанокристаллических сплавов Т1№ с улучшенными конструкционными и функциональными свойствами.

На защиту выносятся следующие положения:

1. Ориентационная и температурная зависимость прочностных и пластических свойств, характера разрушения и механизмов деформации монокристаллов Тг№(Ре, Мо), установленные при растяжении в температурном интервале 77-773 К. Взаимосвязь между ориентационной зависимостью прочностных свойств В2 фазы и ори-ентационной зависимостью температуры М^ Особенности хрупко-вязкого перехода, наблюдающегося при растяжении в закаленных кристаллах Т1№(Ре, Мо) всех ориентаций и обусловленного сменой механизма деформации от дислокационного скольжения к мартенситному В2—>В19' превращению под напряжением.

2. Закономерности дислокационного скольжения и локализации пластической деформации в кристаллах 'ПЫ^е, Мо) и Т^оТ^Рез с ориентациями [ 111], [ 112] и [011] при растяжении и сжатии: анализ кривых деформации, определение кристаллографических систем скольжения, векторов Бюргерса действующих дислокаций, характеристик микрополос сдвига.

3. Закономерности развития деформационного двойникования в упорядоченной В2 фазе кристаллов Т1№(Ре, Мо) и ТЧМ^Ре): его связь с мартенситным превращением, протекающим под напряжением, особенности ориентационной зависимости, асимметрия напряжений двойникования при растяжении и сжатии в кристаллах с ориентацией оси деформации вблизи полюса [001].

4. Механизмы деформации и переориентации кристаллической решетки в полосах локализации и двойниках деформации В2 фазы никелида титана путем развития обратимых мартенситных превращений в полях высоких локальных напряжений. Результаты теоретического анализа дисторсий кристаллической решетки в процессе В2->В 19(В 19)—>В2 превращений. Критической модой дисторсии, определяющей напряжения механического двойникования, является однородная деформация типа Бей-на. Объяснение асимметрии предела текучести В2 фазы в [001]-монокристаллах ТЧМ сплавов при растяжении и сжатии в рамках предложенного механизма.

5. Особенности и последовательность структурно-фазовых превращений в процессе формирования нанокристаллических и квази-аморфных состояний в монокристаллах никелида титана при интенсивной пластической деформации: В2 фаза-» мартенсит В19'+сдвойникованная В2 фаза-»смесь фаз В19' и В2 в нанокристаллическом состоянии -> В2 фаза в нанокристаллическом состоянии -» аморфно-кристаллическое состояние. Механизмы образования {111} <hkl> текстуры в микро- и нанокристаллических сплавах никелида титана.

Личный вклад. Диссертационная работа Суриковой Н.С. является результатом обобщения многолетних исследований, часть из которых выполнена лично автором, а часть - в соавторстве с сотрудниками Сибирского физико-технического института и Томского архитектурно-строительного университета. Личный вклад автора состоит в постановке общих и конкретных задач исследований, выборе методов их решения, получении экспериментальных результатов работы, анализе и обобщении результатов, формулировке защищаемых положений и выводов. В работах, опубликованных с соавторами, фамилии которых указаны в списке публикаций, Суриковой Н.С. принадлежат результаты, сформулированные в положениях и выводах диссертации.

Апробация работы. Основные результаты диссертации доложены и обсуждены на следующих региональных, всероссийских и международных конференциях, семинарах, школах:

Всесоюзной конференции по мартенситным превращениям в твердом теле «Мартенсит 91", Киев, 1992 г.; I Международном семинаре "Эволюция дефектных структур в металлах и сплавах", Барнаул, 8-12 сентября 1992 г.; XIV международной конференции "Физика прочности и пластичности материалов", Самара, 27 - 30 июня 1995 г.; International conference on displacive phase transformations and their applications in materials engineering, Urbana, Illinois USA, 8 and 9 may 1996 г.; International conference «Mesofracture '96», Tomsk, Russia, august 27-29, 1996 г.; George R. Irvin Symp. " Cleavage fracture", Procced. of symp. held at the 1997 TMS Fall Meeting Indianapolis, Indiana, Sep. 15-17, 1997; IV Международной школе-семинаре "Эволюция дефектных структур в конденсированных средах", Барнаул, 2-7 сентября 1998 г.; II Международном, семинаре " Современные проблемы прочности", Старая Русса, 5-9 октября 1998 г.; Russian-chinese international symposium " Advanced materials processes", July 27-august 1, Baikalsk, Russia, 1999; V Международной школе-семинаре "Эволюция дефектных структур в конденсированных средах", Барнаул, Россия, 24-28 июня 2000 г.; VI Международной конференции " Компьютерное конструирование новых материалов и технологий" , CADAMT, Томск, Россия, 29-31 марта 2001г.; XXXVII Международном семинаре «Актуальные проблемы j прочности», Киев, 3-5 июля 2001 г.; 2 International conference On nanomaterials by severe plastic deformation. Fundaments Proceessing-Applic., Vienna, Dec. 9-13, 2002; International workshop "Mesomechanics: fundamentals and application" and VII International conference "Cadamt 2003", Tomsk, Russia, August 18-23, 2003; XVII Петербургских чтениях по проблемам прочности посвященным 90-летию со дня рождения А.Н. Орлова, Санкт-Петербург, 10-12 апреля-2007 г.; Открытой школе-конференции стран СНГ «Ультрамелкозернистые и наноструктурные материалы», Уфа, Россия, 49 августа 2008 г.; Международной школе-семинаре «Многоуровневые подходы в физической мезомеханике», Томск, Россия, 9-12 сентября 2008 г.; третьей Всероссийской конференции по наноматериалам «Нано-2009», Екатеринбург, 20-24 апреля 2009 г.; Международной конференции по физической мезомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов, Томск, 7-11 сентября 2009 г.; XII Международном междисциплинарном симпозиуме «Упорядочение в минералах и сплавах», Ростов-на-Дону, 10-16 сентября , 2009 г.; Международной научной конференции «Прочность и разрушение материалов и конструкций», Оренбург, Россия, 20-22 октября 2010 г.; 13-м Международном симпозиуме «Упорядочение в минералах и сплавах», г. Ростов-на Дону, Россия, 9-15 сентября 2010 г.; Открытой школе-конференции стран СНГ «Ультрамелкозернистые и наноструктурные материалы», Уфа, Республика Башкортостан, Россия, 11-15 октября 2010 г., Международной конференции по физической мезомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов, г. Томск, Россия, 5-9 сентября 2011 г.

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 45 печатных работ в научных журналах, сборниках и трудах конференций, их них 18 статей в отечественных рецензируемых журналах из списка ВАК, 2 статьи в зарубежных журналах.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, пяти разделов, выводов и списка цитируемой литературы из 432 наименований. Общий объем составляет 343 страницы текста, 165 рисунков и 24 таблицы.

Выводы

1. Экспериментально установлено, что закаленные монокристаллы TiNi(Fe, Мо) при деформации одноосным растяжением в интервале температур 77-773 К проявляют сильную температурную и ориентационную зависимость предела текучести, критических скалывающих напряжений для дислокационного скольжения по системам <100>{001} и <100>{011}, коэффициентов деформационного упрочнения, пластичности и характера разрушения. Выявлены «мягкие» ориентации кристаллов вблизи полюсов [1 11] и [ 1 12], характеризующиеся высокими значениями факторов Шмида для действующих систем скольжения. При деформации в них наблюдаются низкие значения предела текучести и критических скалывающих напряжений Ткр, высокая пластичность до разрушения и «жесткие» ориентации вблизи полюсов [001] и [011], которые имеют высокие т^, низкую пластичность и разрушаются хрупким сколом.

2. Обнаружена ориентационная зависимость температуры Mj и интервала мартен-ситных превращений под нагрузкой, обусловленная ориентационной зависимостью предела текучести В2 фазы никелида титана. В кристаллах с «жесткой» ориентацией оси растяжения температура Md смещается в область более высоких температур на 100-250 К по сравнению с Md для «мягких» ориентаций. Соответственно, на такую же величину расширяется температурный интервал "stress-induced" мартен-ситного превращения Мнч- Md.

3. В высокопрочных [001]-кристаллах сплавов TiNi(Fe, Мо) и TiNi(Fe) при деформации растяжением и сжатием в высокотемпературной В2 фазе экспериментально установлен новый тип асимметрии предела текучести - а0драсг> сгод™, обусловленный зависимостью действующих механизмов пластической деформации от знака приложенного напряжения. При одноосном растяжении это дислокационное скольжение, при сжатии - механическое двойникование в высокотемпературной В2 фазе. В «мягких» кристаллах, в которых деформация при растяжении и сжатии легко реализуется дислокационным скольжением <100>{001} и <100>{011} вследствие высоких факторов Шмида, асимметрии предела текучести не наблюдается.

4. Показано, что закаленные кристаллы TiNi(Fe, Мо) независимо от ориентации при T<Md испытывают хрупко-вязкий переход. При этом изменяется целый комплекс деформационных характеристик кристаллов: уменьшается пластичность, увеличивается разброс значений напряжения разрушения, плоскостями разрушения становятся плоскости, перпендикулярные оси растяжения, фрактуры приобретают скольный характер. Причиной ХВП является смена механизма деформации при T<Md от дислокационного скольжения к мартенситу напряжений В19', который в закаленных монокристаллах TiNi(Fe, Mo) имеет свои особенности: в отсутствие границ зерен, дислокационной субструктуры, частиц дисперсных фаз, клиновидные пластины мартенсита распространяются с высокой скоростью, достигают больших размеров, создавая при этом поля высоких внутренних напряжений, и приводят к хрупкому разрушению. Крупнозернистые закаленные поликристаллы TiNi(Fe, Mo) также испытывают ХВП.

5. Проведено электронно-микроскопическое исследование микромеханизмов пластической деформации, ответственных за предел текучести аустенитной фазы. В кристаллах «мягких» ориентаций деформация выше температуры М^ осуществляется локализованным скольжением смешанных дислокаций с Ь=а<100> по плоскостям {001} и {011}. Угол между вектором Бюргерса и линией дислокации составляет ~ 30°, что характерно для сплавов, содержащих высокую долю концентрационных неоднородностей - границ антифазных доменов, доменов несоразмерной фазы и когерентных частиц Р'-фазы. При деформации е~3-5 % в структуре кристаллов начинают формироваться малоугловые (с разориентацией до 1°) микрополосы локализованного сдвига (micro shear bands) с границами, параллельными плоскостям скольжения {110}. С увеличением степени деформации доля материала, занятая микрополосами, увеличивается, внутри полос происходит фрагментация. Высокопрочные кристаллы с ориентацией [001] при растяжении хрупко разрушаются при 5~2-10 %. В зонах разрушения наблюдается действие тех же систем скольжения, что и в «мягких» кристаллах, однако дислокации имеют преимущественно винтовой характер. Напряжения в зонах скольжения релакси-руют путем образования ламелей мартенсита В19'. Высокий уровень деформирующих напряжений в этой ориентации приводит к развитию локализации деформации на нескольких структурных уровнях и к упругим дилатациям кристаллической решетки в зонах деформации.

6. Установлено, что затрудненность дислокационного скольжения с кубическими векторами Бюргерса в кристаллах TiNi(Fe, Mo) и TiNi(Fe) с ориентацией

001] при сжатии выше температуры Ма приводит к реализации других мод деформации - механического двойникования в В2 фазе и мартенситного В2-»В19' превращения, которые действуют локализованным образом в мезополосах с некристаллографическими индексами и приводят к развитию неустойчивостей пластического течения в виде скачкообразных падений нагрузки на кривых сжатия.

7. При сжатии в интервале температур М„+ Ма механические двойники В2 фазы наблюдаются в кристаллах всех исследованных ориентаций. Другими важными дефектами здесь являются ПЛД с малоугловыми разориентировками относительно матрицы, которые имеют морфологию мартенсита В19'. Особенностью дефектной структуры, как показали электронно-микроскопические исследования, являются состояния с большой кривизной кристаллической решетки и высокими локальными внутренними напряжениями. В высокопрочных кристаллах с осью сжатия [001], в отличие от кристаллов других ориентаций, наблюдается эффект сверхэластичности. При проведении экспериментов на сжатие с разгрузкой и нагревом образцов выше температуры Ак в [001]-кристаллах показана связь механического двойникования в аустенитной фазе с мартенситным В2-»В19' превращением, протекающим под напряжением.

8. С применением металлографии и электронной микроскопии тонких фольг проведено исследование кристаллографии и структуры двойников В2 фазы и ПЛД, возникающих при холодной прокатке в кристаллах Т1>ЩРе, Мо) с ориентациями [053] и [001]. Показано, что ПЛД имеют границы, близкие к габитусным плоскостям мартенсита В19', и разориентированы на углы до ~ 10° относительно матрицы. В объемах двойников В2 фазы и ПЛД и в окружающих их областях матрицы существуют сложнонапряженные структурно-фазовые состояния. Формирование мартен-ситной фазы в двойниках деформации зависит от степени стабильности В2 фазы.

9. На основе анализа полученных экспериментальных данных установлено, что основными факторами реализации механического двойникования в В2 фазе являются низкий уровень стабильности высокотемпературной В2 фазы в предмартен-ситной области температур, большая величина локальных внутренних напряжений и невозможность их релаксации традиционными механизмами пластического течения. Указанные факторы и связь двойников с мартенситным превращением позволили предложить новый механизм двойникования в В2 фазе, основанный на протекании в зонах двойников и ПЛД локальных обратимых мартенситных превращений. В рамках данного механизма разработана атомно-кинетическая модель, установлены новые носители пластической деформации, рассчитаны дисторсии кристаллической решетки и объяснена асимметрия предела текучести В2 фазы при растяжении и сжатии в кристаллах сплавов никелида титана с ориентацией [001].

10. Показано, что механическое двойникование в В2 фазе играет важную роль в процессах фрагментации и аморфизации сплавов никелида титана при ИПД. Действующие системы двойникования увеличивают число независимых систем сдвига в Т1№ и позволяют не только сформировать благоприятную текстуру нанок-ристаллического состояния {111}<Ш>, но и измельчить зерно до размера 10-15 А.

11. Экспериментально обнаружено, что при разных видах ИПД - глубокой прокатке, кручении в камере Бриджмена, всестроннем прессовании - наблюдается одна и та же последовательность структурно-фазовых превращений: В2 фаза-» сдвойникованная В2 фаза + фаза В19' -» смесь фаз В19' и В2 в нанокристалличе-ском состоянии с преобладанием мартенситной фазы-» В2 фаза в нанокристалли-ческом состоянии —» аморфно-кристаллическое состояние. Перед переходом в аморфно-кристаллическое состояние в материале происходит обратное В19'—» В2 превращение, что свидетельствует о неустойчивости мартенситной фазы к ИПД с генерацией большого количества дефектов, при которой, как следует из эксперимента, происходит ее разупорядочение. Высокотемпературная В2 фаза сохраняет достаточно высокую степень порядка, характеризующуюся присутствием сверхструктурного отражения 001В2 на многих микродифракционных картинах, даже при высоких степенях деформации.

12. Особенностями дефектной структуры монокристаллов Т1№(Ре, Мо) при всестороннем прессовании (которое характеризуется более высокими скоростями деформации) вдоль направлений <001> является размножение малоугловых разо-риентировок в материале за счет образования ПЛД из двойников промежуточной мартенситной В19' фазы при обратном мартенситном превращении и формирование в микрополосах сложной доменной или слоистой субструктуры.

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

2. Хачин В.Н. Мартенситная неупругость В2 соединений титана. Дис. док. физ.-мат. наук. Томск, 1987. - 278 с.

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

4. Сплавы с эффектом памяти формы. К. Ооцука, К. Симидзу, Ю. Сузуки и др. Пер. с япон. под редакцией A.M. Глезера. М.: Металлургия, 1990. - 160 с.

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

6. Эффекты памяти формы и их применение в медицине. Сб. трудов под редакцией Монасевич Л.А. Новосибирск, изд-во «Наука», 1992. 741 с.

7. Пушин В.Г., Кондратьев В.В., Хачин В.Н. Предпереходные явления и мар-тенситные превращения. Екатеринбург, 1998. - 365 с.

8. Otsuka К., Wayman С.М. Shape memory materials // Cambridge university, 1998.-284 p.

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

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

11. Otsuka K., Ren X. Physical metallurgy of Ti-Ni-based shape memory alloys // Progress in mater, sci. 2005. - V. 50. - P. 511-678.

12. Goo E., Duerig N., Melton K., Sinclair R. Mechanical twinning in Ti5oNi47Fe3 and Ti49Ni51 alloys // Acta met. 1985. - V. 33. - № 9. - P. 1725-1733.

13. Moberly W.J., Proft J.L., Duerig T.W., Sinclair R. Deforomation, twinning and thermo-mechanical strengthening of Ti5oNi47Fe3 // Acta Met. Mater. 1990. - V. 38. - № 12. -P.2601-2612.

14. Duerig T.W. Some unsolved aspects of nitinol // Mater. Science and Eng. A. -2006. V. 438-440. - P. 69-74.

15. Gong C., Guo F., Yang D. A study on lattice parameters of martensite in Ni-Ti-Ta shape memory alloys // J. of alloys and Compounds. 2006. - V. 426. - № 1. - P. 144-147.

16. Duntovich D.P., Purdy G.R. Phase transition in TiNi // Canad. Met. Quart. 1965. - V .4. - № 2. - P. 129-143.

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

18. Michal G.M., Sinclair R. The structure of TiNi martensite // Acta crystallogr. -1981.-V. B37. № 10.-P. 1803-1807.

19. Муслов C.A., Хачин B.H., Сивоха В.П, Пушин В.Г. Предмартенситные аномалии упругих свойств и внутреннее трение в моно- поликристаллах TiNi // Металлофизика, 1987. Т. 9- № 1. - С. 29-32.

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

21. Лотков А.И., Батурин А.А. Позитронная спектроскопия В2-соединений титана: электронная структура, точечные дефекты и мартенситные превращения. Томск: НТЛ, 2004. - 232 с.

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

23. Hwang С.М., Wayman С.М. Compositional dependence of transformation temperatures in ternary TiNiAl and TiNiFe alloys //Scripta met. 1983. - V. 17. - P. 381-384.

24. Hwang C.M., Meichle M., Salamon M.B., Wayman C.M. Transformation of Ti50Ni47Fe3 alloy. I. Premartensitic phenomena and the incommensurate phase // Phil. Mag. A. 1983. - V. 47 - № 1. - P. 9-30.

25. Hwang C.M., Meichle M., Salamon M.B., Wayman C.M. Transformation of Ti5oNi47Fe3 alloy. II. Substquent premartensitic phenomena and the commensurete phase // Phil. Mag. A. 1983. - V. 47 - № 1. - P. 31-62.

26. Hwang C.M., Meichle M., Salamon M.B., Wayman C.M. Transformation of Ti5oNi47Fe3 alloy. III. Martensitic transformation // Phil. Mag. A. 1983. - V. 47 -№ 1.-P. 177-191.

27. Nishida M., Wayman C.M., Honma T. Precipitation processes in near-equiatomic TiNi shape memory alloys // Met. trans. A. 1986. - V. 17A. - № 9. - P.l 5051515.

28. Nishida M., Wayman C.M., Kainuma R., Honma T. Further electron microscopy studies of the TinNii4 phase in an aged Ti-52 at.% Ni shape memory alloy // Scripta met. 1986. - V. 20. - P. 899-904.

29. Гришков В.Н. Влияние старения на мартенситные превращения в сплавах Ti-Ni вблизи эквиатомного состава. Дис. канд. физ.-мат. наук. Томск, 1986.-242 с.

30. Tadaki Т., Nataka Y., Shimizu К., Otsuka К. Crystal structure, composition and morfhology of a precipitate in an aged Ti-51 at% Ni shape memory alloy // Transaction of Japan Institute of Metals.- 1986. -V. 27. -№ 10. P. 731-740.

31. Wu S.K., Lin H.C., Chou T.S. Transformation Temperature of Martensite and Premartensite in an Aged Ti49Ni51 Alloy // Scripta Metall. 1989. - V. 23. - P. 2043-2047.

32. Панченко Е.Ю. Закономерности термоупругих мартенситных превращений, механизмы эффекта памяти формы и сверхэластичности в монокристаллах никелида титана. Дис. канд. физ.-мат. наук. Томск, 2004. -256 с.

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

34. Wu S.K., Lin H.C. The effect of precipitation hardening on the Ms temperature in a Ti49.2Ni5o.8 alloy // Scripta met. mater. 1991. - V. 25. - P. 1529-1532.

35. Zou W.H., Han X.D., Wang R., Zhang Z., Zhang W-Z., Lai J.K.L. ТЕМ and HREM study of the interface structure of the Ti3Ni4 precipitates and parent phase in aged TiNi shape memory alloy // Materials Science and Engineering. -1996. -V. A219.-P. 142-147.

36. Li D.Y., Chen Z.Q. Selective variant growth of coherent TinNii4 precipitate in a TiNi alloy under applied stresses. // Acta met. 1997. - V. 45. - № 2. - P. 471479.

37. Chen L.Q., Li D.Y. Shape of a rhombohedral coherent TinNii4 precipitate in a cubic matrix and its growth and dissolution during constrained aging // Acta Mater-1997.- V.45- №. 6. P. 2435-2442.

38. Chen L.Q., Li D.Y. Morphological evolution of coherent multi-variant TinNii4 precipitates in a Ti-Ni alloys under arr .applied stresses a computer simulation study // Acta Mater. - 1998 - V. 46. - № 2. - P. 639-649.

39. Khalil-Allafi J., Dlouhy A., Eggeler G. Ti3Ni4 precipitation during aging of TiNi shape memory alloys and its influence on martensitic phase transformations // Acta met. 2002. - V. 50. - P. 4255-4274.

40. Tiny W., Schryvers D. Quantitative determination of strain fields around Ni4Ti3 precipitates in NiTi // Acta met. 2005. - V. 53. - P. 1041-1049.

41. Tiny W., Schryvers D., Jorissen K., Lamoen D. Electron-diffraction structure refinement of Ni4Ti3 precipitates in Ni52Ti48 // Acta Cryst. 2006. - V. B62. - P. 966-971.

42. Schryvers D., Tirry W., Yang Z.Q. Measuring strain fields and concentration gradients around Ni4Ti3 precipitates // Materials Science and Engineering. -2006. -V. 438—440. P. 485-488.

43. Tirry W., Schryvers D., Jorissen K., Lamoen D. Quantitative determination of the crystal structure of Ni4Ti3 precipitates // Materials Science and Engineering. -2006. V. 438-440. - P. 517-520.

44. Moine P., Michal G.M., Sinclair R. A morphlogical study of "premartensitic" effects in TiNi // Acta met. 1982. - V. 30. - № 1. - P. 109-123.

45. Michal G.M., Moine P., Sinclair R. Characterization of the lattice displacement waves in premartensitic TiNi // Acta met. 1982. - V. 30. - № 1. - P. 125-138.

46. Hwang C.M., Meichle M., Salamon M.B., Wayman C.M. Transformation of Ti5oNi47Fe3 alloy. Premartensitic phenomena and the incommensurate phase // Phil. Mag. A. 1983. -V. 47 - № 1. - P; 9-30.

47. Statija S.K., Shapiro S., Salamon M.B., Wayman C.M. Phonon softening in Ni46,8Ti5oFe3,2 // Phys. rev. В. 1984. -V. 29. - № 11. - P .6031-6035.

48. Moine P., Allain J., Renker B. Observation of soft-phonon mode and a premartensitic phase in the intermetallic compounds Ti5oNi47Fe3, studied by inelastic neutron scattering // J. Phys. F. 1984. - V. 14. - № 11. - P. 2517-2523.

49. Miyasaki S, Otsuka K. Mechanical behavior associated with the premartensitic rhombohedrel- phase transition in Ti50Ni47Fe3 alloy // Phil. Mag. A. 1984. - V. 50. -№ 3. - P. 393^408.

50. Путин В.Г., Кондратьев B.B., Хачин B.H. Предпереходные явления и мар-тенситные превращения в сплавах на основе никелида титана // Изв. вуз. Физика. 1985. -№ 5. - С. 5-20.

51. Лотков А.И., Анохин С.В. Исследование предмартенситного состояния в сплавах Ti(Ni,Fe) методом ядерного гамма резонанса // ФММ. 1986. - Т. 61.- №6. -С. 1230-1232.

52. Пушин В.Г., Хачин В.Н., Кондратьев В.В., и др. Структура и свойства В2 соединений титана. I. Предмартенситные явления // ФММ. 1988. - Т. 66. -Вып. 2. - С. 350-358.

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

54. Кондратьев В.В., Муслов С.А., Пушин В.Г., Хачин В.Н. Структура и свойства В2 соединений титана. I. Предмартенситная неустойчивость ОЦК (В2)-решетки // ФММ. 1988. - Т. 66. - Вып. 2. - С. 359^02.

55. Лотков А.И. Структурные и фазовые превращения в сплавах на основе никелида титана. Дис. доктора физ.-мат. наук. Томск, 1991. 255 с.

56. Dubinin S.F., Lotkov A. I., Teplouchov S.G., Grishkov V.N. et al. Lattice displacement waves in massive single-crystalline (3- Ti49Ni5i // Phys. met. and metallogr. 1992. - V. 73. - № 4. - P. 401-405.

57. Дубинин С.Ф., Лотков А.И., Теплоухов С.Г., Гришков В.Н. Нейтронографи-ческое исследование явлений, предшествующих мартенситному превращению В2->В19' в монокристалле Ti49Ni51 // Изв. вузов. Физика. 1995. - Т. 38. -№ 1.-С. 56-61.

58. Иванова Л.Ю. Закономерности структурных и фазовых превращений и свойства сплавов на основе никелида титана с В2—»R и В2—>R-»B19' термоупругими мартенситными превращениями. Автореф. дис. кан. физ.-мат. наук. Екатеринбург, 1995. 23 с.

59. Пушин В.Г., Юрченко Л.И., Хачин В.Н., Иванова Л.Ю., Соколова А.Ю. Микроструктура и физические свойства сплавов системы Ti5oNi5oxFex с эффектами памяти формы. I. Рентгенография и электросопротивление сплавов // ФММ. 1995. - Т. 79. - Вып. 2. - С. 72-79.

60. Пушин В.Г., Хачин В.Н., Юрченко Л.И., Муслов С.А., Иванова Л.Ю., Соколова А.Ю. Микроструктура и физические свойства сплавов системы Ti50Ni50-xFex с эффектами памяти формы. И. Упругие свойства // ФММ. 1995. -Т. 79.-Вып. 4.-С. 70-76.

61. Somsen Ch., Wassermann E.F., Kastner j., Schryvers D. Precursor phenomena in a quenched and aged Ni52 Ti48 shape memory alloy // Journal de physique IV. France. 2003. - V. 112. - P. 777-780.

62. Гришков B.H., Дубинин С.Ф., Лотков А.И., Пархоменко В.Д., Пушин В.Г., Теплоухов С.Г. Сверхструктура смещения в сплаве на основе никелида титана, предшествующая мартенситному превращению В2 -»В 19' // ФММ. -2005. Т. 99. - Вып. 4 - С. 101-112.

63. Fukuda Т., Choi M., Kakeshita T., Ohba T. Inelastic neutron scattering of a Ti-44 at.%Ni-6 at.%Fe alloy exhibiting an incommensurate-commensurate transition // Materials Science and Engineering. A 2008 - V. 481^82. - P. 235-238.

64. Хачин B.H., Муслов C.A., Пушин В.Г., Чумляков Ю.И. Аномалии упругих свойств монокристаллоыв TiNi- TiFe // ДАН СССР. -1987. Т. 285. - № 3. -С. 606-609.

65. Brill Т.М., Mittelbach S., Assmus W., Mullner M., Luthi B. Elastic properties of NiTi // J. Phys.iCondes. Matter. 1991. - V. 3. - P. 9621-9627.

66. Ren X., Taniwaki К., Otsuka К., Suzuki Т., Tanaka К., Chumlyakov Yu.I., Ueki T. Elastic constants of Ti50Ni30Cu20 alloy prior to martensitic transformation // Phil. Mag. A. 1999. - V. 79. - № 1. - P. 31-41.

67. Чумляков Ю.И., Сурикова Н.С., Коротаев А.Д. Ориентационная зависимость прочностных и пластических свойств монокристаллов никелида титана // ФММ.- 1996.-Т. 82.-Вып. 1.-С. 148-158.

68. Паскаль Ю.И. Дифференциальные соотношения нелокальной неравновесной термодинамики мартенситных превращений // Изв. вузов. Физика. -1983. -№ 1. С. 82-85

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

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

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

72. Wechsler M.S., Lieberman D.S., Read T.A. On the theory of the formation of martensite // J. Metals. 1953. - V. 5. - №. 11. - P.645-652.

73. Lieberman D.S., Wechsler M.S., Read T.A. Cubic to orthorhombic diffusionless phase change-experimental and theoretical studies of AuCd // J.Appl. Phys-1955. V. 26 .- №. 4 .- P. 95-98.

74. Wayman C.V. Introduction to crystallography of martensitic transformations. New York, Macmillan. 1964. - 278 p.

75. Miyasaki S, Kimura S., Otsuka K., Suzuki Y. The habit plane and transformation strains associated with the martensitic transformation in Ti-Ni single crystals // Scripta met. 1984. - V. 18. - P. 883-888.

76. Takei F., Miura F., Miyasaki S, Kimura S., Otsuka K:, Suzuki Y. Stresss-induced martensitic transformation in Ti-Ni single crystal //Scripta met. 1983. -V. 17. -№8.-P. 987-992.

77. Matsumoto O., Miyasaki S, Otsuka K., Tamura H. Crystallography of martensitic transformation in Ti-Ni single crystals // Acta met. 1987. - V. 35. - P. 21372144.

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

79. Otsuka K., Wayman C.M. Pseudoelasticity and stress-induced martensitic transformations // Reviews on the deformation behavior of materials. 1977. - V. 2. -№2.-P. 81-172.

80. Гюнтер В.Э., Чулков Е.В. Дефекты структуры TiNi эквиатомного состава //Имплантаты с памятью формы. 1995. - № 1. - С. 58.

81. Ю4. Лободюк В.А., Эстрин Э.И. Мартенситные превращения. М.: Физматлит. -2009.-351 с.

82. Чумляков Ю.И., Коротаев А.Д. Физика пластичности и разрушения высокопрочных кристаллов // Изв. вузов. Физика. 1992. - № 9. - С. 3-24.

83. Yoo М.Н., Sass S.L, Fu C.L., Mills M J., Dimiduk D.M. Deformation and fracture of intermetallics // Acta met. 1993: -V. 41. - № 4. - P. 987-1002.

84. Ю7. Varin R. A., Winnicka M.B. Plasticity of sructural intermetallic compounds // Mater, sci. eng. 1991. -V. A137. - P. 93-103.

85. Ю8. Келли А. Высокопрочные материалы. M.: Мир. 1976. - 261 с.

86. Чумляков Ю.И., Киреева И.В. Ориентационная зависимость эффектов памяти формы и сверхэластичности в монокристаллах Ti-30 ат.%№- 20 ат.% Си // ФММ. 1999. - Т. 88. - № 3. - С. 106-112.

87. Трефилов B.H., Мильман Ю.В., Фирстов C.A. Физические основы тугоплавких металлов.Киев: Наукова думка, 1975. 315 с.

88. Michal G.M., Moine P., Sinclair R. Characterization of lattice displacement waves in premartensitic TiNi // Acta met. 1982. - V. 30. - № 30. - P. 125-138.

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

90. Столофф Н.С., Дэвис Р.Г. Механические свойства упорядочивающихся сплавов. М.: Металлургия, 1969. -102 с.

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

92. Попов Л.Е., Козлов Э.В. Механические свойства упорядоченных твердых растворов. -М.: Металлургия, 1970.-217 с.

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

94. Гринберг Б.А., Сюткина В.И. Новые методы упрочнения упорядоченных сплавов. -М.: Металлургия, 1985. 173 с.

95. Травин О.В., Травина Н.Т. Структура и механические свойства монокристаллов гетерофазных сплавов. М.: Металлургия, 1985. - 184 с.

96. Физическое металловедение. /Под ред. Канна Р.У., Хаазена П.Т. Физико-механические свойства металлов и сплавов. Перевод с англ. М.: Металлургия, 1987.-663 с.

97. Сгаренченко В А, Соловьева Ю.В., Старенченко СБ., Ковалевская ТА Термическое и деформационное упрочнение монокристаллов сплавов со сверхструюурой Ll2. Томск Изд-во НТЛ, 2006. -292 с.

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

99. Aindow M., Parthasarath and Fraser H.L. On the shape of edge dislocation loops in p NiAl // Phil. Mag. - 1990. - V. 62. - № 5. - P. 317-322

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

101. Miracle D.B. Deformation in NiAl bicrystals // Acta met. mater. 1991- V.• 39.-№7.-P. 1457-1468.

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

103. Loretto M.H., Wasilewski R.J. Slip systems in NiAl single crystals at 300K and 77К//РЫ1. Mag. -1971. V. 23. - P. 1311-1328.

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

105. Field R.D., Lahrman D.R., Darolla R. Slip systems in <001> oriented single crystals // Acta met. mater. -1991. V. 39. - № 12. - P. 2951-2959.

106. Fu C.Z., Yoo M.H. Deformation behavior of B2 type aluminides FeAl and NiAl // Acta met. Mater. -1992. V. 40. - № 4. - P. 703-711.

107. Takasugi Т., Kishino J., Hanada S. Stress asymmetry of stoichiometric NiAl single crystals // Acta met. Mater. 1993. - V. 41. - № 4. - P.l 021-1031.

108. Crimp M.A., Vedula K. Room-temperature deformation of single B2 Fe-Al alloys: the effect of stoichiometry and cooling rate // Phil. Mag. A. -1991. V. 63. - № 3.-P. 559-570.

109. Prakash U., Bucily R., Howard Jones, Sellars CM. Structures and properties of ordered intermetallics based on the Fe-Al system // ISI J. international. 1991. - V. 31.-№ 10.-P. 1113-1126.

110. Saka H., Zhu J.M. Low energy configuration of a superlattice dislocation and the strenght anomaly in p-brass // Mater, scien. eng. 1989. - V. A 113. - P. 305-3B.

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

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

113. Pasianot R., Farkas D., Savino E.J. Dislocation core structure in ordered intermet-allic alloys // J.Phys. III. 1991. - V. 1. - P. 997-1014.

114. Mills M.J., Miracle D.B. The structure of a<001> and a<l 10> dislocation cores in

115. NiAl. // Acta met. mater. 1993. - V. 41. - № 1. - P. 85-95.

116. Munroe P.R., Baker Y. // Scripta met. -1989. V. 23. - P. 495-503.ж Miracle D.B. The physical and mechanical properties of NiAl. // Acta met. mater. -1993. V. 41. - № 3. - P. 649-684.

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

118. Nohara A., Imura T. Dislocation behavior and the anomalous yeld stress peak in p-brass single crystal // Phys. stat. sol. (a). 1985. - V. 91. - P.559-567.

119. Saka H., Zhu J.M. Climb dissociation <111> superdislocations in (3-CuZn I I Phil. Mag. -1985. V. 51. № 4. - P. 629-637.

120. Umakoshi J., Jamaguchi M. The strength anomaly in P-CuZn // Scripta met. • 1977.-V. 11.-P. 909-913.

121. Brown N. Strength of metals and alloys // Phil. Mag. 1959. - V. 4. - P. 185-190.

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

123. Takasugi T.,Tsurisaki Т., Isumi O., Ono.S. Plastic flow of B2-type CoTi single crystals //Phil. Mag. 1990. -V. 61. - № 5. - P. 785-800.

124. Ball A., Smallman R.E. The deformation properties and electron microscopy studies of the intermetallic compound NiAl // Acta met. 1966. - V. 14. - P. 13491355.

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

126. Fraser H.L., Loretto M.H., Smalmann R.E. The plastic deformation of NiAl single crystals between 300 К and 1050 К. II. The mechanism of kinking and uniform deformation // Phil. Mag. 1973. - V. 28. - № 3. - P. 667-677.

127. Noebe R.D., Bowmen R.R., Nathal M.V. Phisical and mechanical properties of the B2 compound NiAl I I Inter, mater, rev. 1993. - V. 38. - № 4. - P. 193-232.

128. Сурикова H.C., Чумляков Ю.И. Механизмы пластической деформации монокристаллов никелида титана // Научн. труды II Междунар. семинара " Современные проблемы прочности", Старая Русса, 5-9 октября 1998 г. Т. 1. -С. 183-187.

129. Сурикова Н.С., Чумляков Ю.И. Механизмы пластической деформации монокристаллов никелида титана // ФММ. 2000. - Т. 89. - № 2. - С.98-107.т. Утевский JI.M. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. М.: Металлургия, 1973. 358 с.

130. Томас Г., Гориндж М.Дж. Просвечивающая электронная микроскопия. М.: Наука, 1983.-317 с.

131. Хейденрайх Р. Основы просвечивающей электронной микроскопии. Пер. с английского. М.: Мир, 1966.-471 с.

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

133. Амелинкс С.А. Методы прямого наблюдения дислокаций. М.: Мир, 1968. -438 с.

134. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. М.: Металлургия, 1986. 224 с.

135. Конева Н.А., Козлов Э.В. Современная картина стадий пластической деформации // Изв. Вузов. Физика. 2004. - № 8. - С. 90-98.

136. Владимиров В.И. Физическая природа разрушения металлов. М.: Металлургия, 1984.-280 с.

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

138. Kato M. Hardening by spinodally modulated structure in b.c.c. alloys // Acta met. 1980. - V. 28. - № 3. - P. 79-87.т. Козлов Э.В., Попов JI.E. К теории предела текучести упорядоченных твердых растворов // ФММ. 1964. - Т. 18. - Вып. 6. - С. 939-940.

139. Козлов Э.В., Попов JI.E. Дислокации, антифазные границы и пластическая деформация упорядоченных сплавов // Изв. Вузов. Физика. 1967. - № 10. -С. 102-111.

140. Голосов Н.С., Козлов Э.В., Попов JI.E. О сегрегации атомов избыточного компонента на антифазных границах в сверхструктуре Ll2 // Изв. Вузов. Физика. 1967.-№ 3.-С. 140-142.

141. Morris D.G., Leboeuf М., Gunther S., Nazmy M. Disordering behaviour of alloys based on Fe3Al // Phil Mag. A. 1994. - V. 70. - № 6. - P. 1067-1090.

142. Старенченко C.B., Козлов Э.В., Старенченко B.A. Закономерности термического фазового перехода порядок-беспорядок в сплавах со сверхструктурами Ll2, Ь12(М), Ь12(ММ) и Dla. Томск: Изд-во НТЛ, 2007. - 268 с.

143. Лотков А.И., Фадин В.В., Гришков В.Н. Эффекты памяти формы и сверхупругости. Препринт ИМФ, 9.80, Киев, "1980. С. 52.

144. Zhang J., Fan G., Zhou Y., Ding X., Ren X., Sun J., Nakamura K., Otsuka K. The nonexistence of an order-disorder transition in near-stoichiometric TiNi alloy. // Mater, sci. eng. A. 2006. - V. 438-440. - P. 608-611.

145. Nathanson P.D.K., Jackson P.J., Spalding D.R. Secondary slip in neutron irradiated crystas // Acta met. 1980. - V. 28. - № .7. - P. 823-832.

146. De Lange O.L., Jackson P.J., Nathanson P.D.K. Stress and secondary slip between overlapping groups of dislocation // Acta met. 1983. - V. 28. - № 7. - P. 833839.

147. Jackson P.J. The formation of microbands by cross-slip // Scripta met. 1983. -V. 17.-№.11.-P. 199-202.

148. Jackson P.J., De Lange O.L., Young C.Y. Cross-slip and the stresses of prismatic dislocations // Acta met. 1982. - V. 30. - № .2. - P. 483-490.

149. Jackson P.J., Kulmann-Wilsdorf D. Low energy dislocation cell structures produced by cross-slip // Scripta met. 1982. - V. 16. - №. 1. - P. 105-107.

150. Jackson P.J. Plastic relaxation of internal stresses in a dislocation microstructure // Acta met. 1985. - № 3. - P. 449-454.2U. Классен-Неклюдова M.B. Механическое двойникование кристаллов. M.: Металлургия, 1960.-261 с.

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

152. Хирт Дж., Лоте И. Теория дислокаций. М.: Атомиздат, 1972. 600 с.

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

154. Laves F. What is a twin and what is a "twin" // Acta met. 1966. - V. 14. - P. 58.

155. Laves F. Uber den einfluB von ordnung and unordnung auf mechaniche zwillingsbildung // Die naturwissenschaften. -1952. V. 39. - № 23. - P. 546.

156. Yoo M.H. Deformation twinning in superlattices // J. mater, res. 1989. — V. 4. — № 1. - P. 50-54.

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

158. Kelly P.M. Martensitic transformations in ceramics // Proc. 1 COM AT. 1989. Trans, tech. publications, Switzerland. - 1990. - P. 335-346.

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

160. Sheng-Ti Fong, Marcinkowski M.J., Sadananda K. Effect of atomic order on slip, twinning and crack formation in FeCo at 4.2 К // Acta met. 1973. - V. 21. - № 6.-P. 799-806.

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

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

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

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

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

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

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

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

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

170. Paxton A.T. The impossibility of pseudotwinning in B2 alloys // Acta met. mater. 1995. - V. 43. - № 5. - P. 2133-2136.

171. Boiling G.F., Richman R.H. // Acta met. 1979. - V. 27. - P. 1523-1531.

172. Урусовская A.A. Образование областей с переориентированной решеткой при деформации моно- и поликристаллов // Итоги науки (физ.-мат. науки). Некоторые вопросы физики пластичности кристаллов. 1960. - № 3. - С. 75-116.

173. Классен-Неклюдова М.В., Урусовская А.А. Влияние неоднородного напряженного состояния на механизм пластической деформации галогенидов талия и цезия // Кристаллография. 1966. - Т. 1. - № 5. - С. 564-571.

174. Владимиров В.И., Романов А.Е. Дисклинации в кристаллах. JL: Наука, 1986. -223 с.

175. Бирковский А.А., Владимиров В.И., Романов А.Е. Сбросообразование кристаллов. Экспериментальное и теоретическое описание. В кн. «Дисклинации и ротационная деформация твердых тел». JL: Наука, 1988. С. 5-46.

176. Gilman J. Mechanism of ortho-kink-band formation in compressed zinc monocrys-tals // J. metals. 1954. - V. 6. - Sec. 2. - № 5. - C. 621-629.

177. Регель В.P., Говорков В.Г. Зависимость критического скалывающего напряжения ткр монокристаллов цинка от температуры Т и скорости деформирования v // Кристаллография. 1958. - Т. 3. - Вып. 1. - С. 64-70.

178. Nishida М., Tanaka К., Ii S., Kohchima М., Miura S., Asai M. Microstructure modifications by tensile deformation in Ti-Ni-Fe alloy // J. Phys. IV France. -2003.-V. 112.-P. 803-806.

179. Nishida M., Matsuda M., Fujimoto Т., Tanaka K., Kakisaka A., Nakashima H. Crystallography of deformation twin boundaries in a B2 type Ti-Ni alloy // Mater. Science and Eng. A. 2006. - V. 438-440. - P. 495-499.

180. Коротаев А.Д., Тюменцев A.H., Суховаров В.Ф. Дисперсионное упрочнение тугоплавких металлов. М.: Наука, 1-989. - 208 с

181. Valiev R. Z., Islamgaliev R. К. and Tyumentsev A. N. The Disclination Approach to Nanostructured SPD Materials // Solid State Phenomena. 2002. - V. 87 - P. 255-264.

182. Гончиков В.Ч., Тюменцев A.H., Коротаев А.Д., Пинжин Ю.П. Микроструктура полос переориентации в высокопрочных ниобиевых сплавах с ультрадисперсными частицами неметаллической фазы // ФММ. 1987. - Т. 63. -С. 598-603.

183. Тюменцев А.Н., Коротаев А.Д., Пинжин Ю.П., Сафаров А.Ф., Гончиков В.Ч. Особенности дефектной микроструктуры в субмикрокристаллах нитрида титана // Изв. Вузов. Физика. 1998. - № 7. - С. 3-12.

184. Филиппов М.А., Литвинов И.С., Немировский Ю.Р. Стали с метастабильным аустенитом. М.: Металлургия, 1988.-257 с.

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

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

187. Olson G.B., Cohen М. // J. Less Common Metals. 1972. - V. 28. - P. 107-115.

188. Suzuki Т., Kojima H., Suzuki K., Hashimoto Т., Ichihara H. // Acta Metall. -1977. -V. 25.-P. 1162-1169.

189. Onodera H., Tamura I. //US-Japan seminar on mechanical behavior of metals and alloys associated with displacive transformations. 1979. - NY. - P. 24-29.

190. Панин B.E., Гриняев Ю.В., Данилов В.И. и др. Структурные уровни пластической деформации и разрушения. Новосибирск: Изд-во «Наука», 1990.-255 с.

191. Панин В.Е. Основы физической мезомеханики // Физическая мезомеханика. 1998.-Т. 1. -№ 1. - С. 5-22.

192. Сурикова Н.С., Тюменцев А.Н., Евтушенко О.В. Мартенситное превращение под напряжением в 001. кристаллах никелида титана и его связь с механическим двойникованием В2-фазы // Изв. Вузов. Физика. 2009. - Т. 52. - № 6.-С. 58-68.

193. Сурикова Н.С., Евтушенко О.В., Павлюк В.А. Локализация деформации и особенности температурной зависимости предела текучести в монокристаллах на основе никелида титана // Физическая мезомеханика. 2009. - Т. 12. -№5.-С. 103-110.

194. Otsuka К., Sawamura Т., Shimizu К. Crystal structure and internal defects of equiatomic TiNi martensite // Phys. Stat. sol. (a). 1971. - V. 5. - P. 457-170.

195. Knowles K.M., Smith D.A.The crystallography of the martensitic transformation in equiatomic nikel-titanium // Acta metall. 1981. - V. 29. - P. 101-110.

196. Knowles K.M. A high-resolution electron microscope study of nikel-titanium martensite // Phil. Mag. A. 1982. - V. 45. -№ 3. - P. 357-370.

197. Matsumoto O., Miyazaki S., Otsuka K., Tamura H. Crystallography of martensitic transformation in Ti-Ni single crystals // Acta Metall. 1987. - V. 35. - № 8. - P. 2137-2144.

198. Nishida M., Itai I., Kitamura k., Chiba A., Yamauchi K. Effect of grain size of parent phase on twinning modes of В19' martensite in an equiatomic Ti-Ni shape memory alloy // Journal de physique IV. 1995. - V. 5. P. C8-635- C8-640.

199. Nishida M., Li S., Kitamura K., et al. New deformation twinning mode of В19' martensite in Ti-Ni shape memory alloy //Scripta Materialia. 1998. - V. 39. - № 12.-P. 1749-1754.

200. Nishida M., Ii S. Crystallography and boundary structure of twins in Ti-Ni and Ti-Pd martensites // Materials science forum, on Shape memory materials, Kanazawa, Japan, may 1999. 2000. - V. 327-328. - P. 103-110.

201. Maruhashi Y., Ozaygen A., Nishida M. Relation between {201} Twinning of B19' Martensitic and {114} Twinning of B2 Parent Phases in Ti Ni Shape

202. Memory Alloys // Materials science forum, on Shape memory materials. 2000. -V. 327-328.-P. 163-166.

203. Li S., Yamauchi K., Maruhashi Y., Nishida M. Direct evidence of correlation between {201 }bi9' and {114}b2 deformation twins in Ti-Ni shape memory alloy // Scripta Mater. 2003. - V. 49. - № 7. - P. 723-727.

204. Krishnan M., Singh J.B. A novel В19' martensite in titanium shape memory alloys // Acta Mater. 2000. - V. 48. - P. 1325-1344.

205. Zheng Y. F., Cai W., Zhang J. X., Zhao L. C., Ye H.Q. Microsrtructural development inside the stress induced martensite variant in a Ti-Ni-Nb shape memory alloy // Acta mater. 2000. - V. 48. - P. 1409-1425.

206. Zhang J. X., Sato M., Ishida A. Structure of martensite in sputter-deposited Ti-Ni thin films containing Guinier-Preston zones // Acta mater. 2001. - V. 49. - № 15.-P. 3001-3010.

207. Ishida A., Zhang J. X. Martensite structure in Ti-rich Ti-Ni thin films // J. Phys. France. 2003. - V. 112. - P. 849-852.

208. Zheng Y. F., Cai W., Zhao L. C. The role of (001) microtwinning played during the deformation of stress induced martensite in Ti-Ni-Nb shape memory alloy // J. Phys. France. 2003. - V. 112. - P. 743-746.

209. Zhang J.X., Sato M., Ishida A. Deformation mechanism of martensite in Ti-rich Ti-Ni shape memory alloy thin films // Acta Mater. 2006 - V. 54. - № 4. - P. 1185-1198.

210. Cai W., Meng X.L., Zheng Y. F., Zhang J. X., Zhao L. C. Interface structure and mobility in martensitic shape memory alloys // Materials sci. and eng. A. 2006. -V. 438-440.-P. 900-904.

211. Liu Y., Xie Z.L. Twinning and detwinning of <011> type II twin in shape memory alloy. // Acta Mater. 2003. - V. 51. - P. 5529 - 5543.

212. Liu Y., Xie Z.L. The rational nature of type II twin in NiTi shape memory alloy // J. of intelligent material system and structures. 2006. - V. 17. - P. 1083-1090.

213. Wayman C.M. Introduction to crystallography of martensitic transformations. New York: MacMillan. 1964. - 264 p.

214. Лысенко О.В., Сурикова Н.С., Тюменцев А.Н. Анализ дисторсий в двойниках В2 фазы никелида титана // Изв. вузов. Физика. 2006. - № 3. Приложение.-С. 46-47.

215. Сурикова Н.С., Тюменцев А.Н.,. Лысенко О.В. Асимметрия предела текучести в 001. монокристаллах никелида титана // Физика металлов и металловедение. 2007. - Т. 104. -№ 5. - С. 525-533.

216. Сурикова Н.С. Тюменцев А. Н., Лысенко О.В. Асимметрия предела текучести в монокристаллах никелида титана // Доклады РАН. 2007. - Т. 417. - № 2.-С. 525-533.

217. Tadaki Т., Wayman С.М. Electron microscopy studies of martensitic transformation in Ti5oNi5o-xCux alloys. Part I. Compositional dependence of one-third reflections from the matrix phase // Metallography. 1982. V. 15. - P. 233-245.

218. Конева H.A., Попова H.A., Тришкина Л.И., Козлов Э.В. Роль геометрически необходимых дислокаций при формировании деформационных субструктур //Изв. вузов. Физика. 2009. - № 9/2. - С. 5-14.

219. Zheng Y. F., Zhao L. С., Ye Н. Q HREM Studies on the Microstructure of Severely Cold Rolled TiNi Alloy after Reverse Martensitic Transformation // Materials Science Forum. - 2000. - V. 327 - 328. - P. 159-162.

220. Filip P., Mazanec K. Internally slipped martesite in TiNi alloys // Materials science and eng. 1990. - V. A127 - P. L19-L21.

221. Bollmann W. Crystal Defects and Crystalline Interfaces // Springer-Verlag. Berlin.-1970.-324 p.

222. Grimmer H., Bollmann W., Warrington D.H. Coincidence-site lattices and complete pattern-shift in cubic crystals // Acta Crystallogr. A. 1974. - V. 30. - P. 197-207.

223. Miyazawa K., Iwasaki Y., Ito K., Ishida Y. Combination Rule of £ Values at Triple Junctions in Cubic Polycrystals // Acta Crystallogr. A. 1996. - V. 52. - P. 787 -796.

224. Gertsman V.Y. Geometrical theory of triple junctions of CSL boundaries // Acta Crystallogr. A. 2001. - V. 57. - P. 369 -377.

225. Bollmann W. Triple lines in polycrystalline aggregates as disclination // Phil. Mag. A. 1984. - V. 49. - № 1. - P. 73-79.

226. Bollmann W. Triple lines disclinations representations, continuity and reations // Phil. Mag. A. 1988. - V. 57. - № 4. - P. 637-649.

227. Bollmann W. The stress field of a model triple-line disclination // Mater. Sci. Eng. A.-1991.-V. 136.-P. 1-7.

228. Saburi Т., Yoshida M., Nenno S. Deformation behavior of shape memory Ti-Ni alloy crystals // Scripta Metall. 1984. - V. 18. - P. 363-366.

229. Bowles J.S., Mackenzie J.K. The cryctallography of martensite transformations I //Acta met. 1954. - V. 2. - P. 130-137.

230. Mackenzie J.K., Bowles J.S. The cryctallography of martensite transformations II //Acta met. 1954. -V. 2. - P. 138-147.

231. Bowles J.S., Mackenzie J.K. The cryctallography of martensite transformations III. Face-centred cubic to body-centred tetragonal transformation //Acta met. -1954. -V. 2.-P. 224-234.

232. Lieberman D.S. Martensitic transformations and determination of the inhomoge-neous deformation // Acta met. 1958. - V. 6. - P. 680-693.

233. Lieberman D.S. The phenomenological theory of composite martensite. Part I. The {hkl} habit in steels // Acta met. 1966. - V.l 4. - P. 1723-1734.

234. Ройбурд A.JI. Современное состояние теории мартенситных превращений. // Несовершенства кристаллического строения.

235. Ройтбурт A.J1. Теория формирования гетерофазной структуры при фазовых превращениях в твердом состоянии 7/ Успехи физических наук- 1974- Т. 113.-С. 69-103.

236. Roytburd A.L., Slusker Ju. Deformation through a coherent phase transformation // Scripta Metallurgica et Materialia.- 1995 V.32.- № .5 - P. 761-766.

237. Roytburd A.L., Slusker Ju. Equilibrium two-phase microstructure at phase transformation in a constrained solid // Materials Science and Engineering. 1997. -V. A23.-P. 23-31.

238. Roytburd A.L. Intrinsic Hysteresis of Superelastic Deformation // Proceedings of the International Symposium on Shape Memory Materials. May1999. Kanazawa, Japan Materials Science Forum Vols., 2000. - P. 389-392.

239. Christian J.W., Medalist Mehl R.F. Deformation by moving interfaces // Metal. Trans. A. 1982. -V. 13.-P. 509-538.

240. Christian J.W. Twinning in phase transformations // Phase transform. '87: Proc. Conf. Mttal. Sci. Comm. Inst. Metals. Cambridge, 6-10 July, 1987. -1988. P. 67-70.

241. Christian J.W. The theory of transformations in metals and alloys. Oxford: Per-gamon, 2002. - 432 p.

242. Burgers W. G. On the process of transition of the cubic-body-centered modification into the hexagonal-close-packed modification of zirconium // Physica 1934. -V. l.-№7.-P. 561-586.

243. Fontain D. De. Mechanical instabilities in the b.c.c. lattice and the beta to omega phase transformation // Acta Met. 1970. - V. 18. - № 2. - P. 275-279.

244. Fontain D. De., Paton N.E., Williams J.C. The omega phase transformation in titanium alloys as an example of displacement controlled reactions // Acta Met. -1971.-V. 19. -№ 11.-P. 1153-1162.

245. Fontain D. De., Buck O.A. Monte Carlo simulation of the omega phase transformation // Phil. Mag. 1973. - V. 27. - № 4. - P. 967-983.

246. Добромыслов А.В., Талуц Н.И. Механизм а->со-превращения в цирконии, титане и сплавах на их основе // ФММ. 1990. - Т. 69. - № 5. - С. 108-115.

247. Кассан-Оглы Ф.А., Найш В.Е., Сагарадзе И.В. Диффузное рассеяние в металлах с ОЦК-решеткой и кристаллогеометрия мартенситных фазовых переходов ОЦК-ГЦК и ОЦК-ГПУ // ФММ. 1988. - Т. 65. - № 3. - С. 481-492.

248. 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. - № 5. - С. 14-27.

249. 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. 16-27.

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

251. Лекстон 3., Найш В.Е., Новоселова Т.В., Сагарадзе И.В. Структура и симметрия тригональной R-фазы никелида титана // ФММ. 1999. - Т. 87. - № 3. -С. 5-12.

252. Buchheit Т.Е., Wert J.A. //Metall. Mater. Trans. 1994. - V. 25A. - P. 23832389.

253. Buchheit Т.Е., Wert J.A. Predicting the orientation-dependent stress-induced transformation and detwinning response of shape memory alloy single crystals //Metall. Mater. Trans. 1996. - V. 27A. - P. 269-279.

254. Bain E.C. Nature of martensite. //Trans. AIME. 1924. - V. 70. - P.25-46.

255. Krishnan R.V., Brown L.C. //Metall. Trans. 1973. - V. 4. - P. 423-429.

256. Schroder T.A., Wayman C.M. //Acta Metall. 1979. - V. 27. - P. 405-417.

257. Schmid E., Boas W. Plasticity of crystals. Hughes, London, 1950. 357 p.

258. Sehitoglu H., Karaman I., Anderson R., Zhang X., Gall K., Maier H.J., Chum-lykov Y.I. Compressive response of TiNi single crystals // Acta Met. 2000. - V. 48.-P. 3311-3326.

259. Gall K., Sehitoglu H., Chumlykov Y.I., Kireeva I.V. Tension-compression asymmetry of the stress-strain response in aged single crystal and polycrystalline TiNi // Acta Met. 1999. - V. 47. - № 4. - P. 1203-1217.

260. Christian J.W. O-lattice surface dislocation and elastic theories of martensite crystallography and martensitic nuclei // Proc. of first JIM internat. symp. on new aspect of martensitic transformation. Japan, Inst, of metals, Kobe, 1976. P. 21.

261. Ройбурд А.Л. Особенности развития фазовых превращений в кристаллах. // Сб. «Проблемы современной кристаллографии». М.: Наука, 1975. - 345 с.

262. Косенко Н.С., Ройбурд А.Л., Хандрос Л.Г. Термодинамика и морфология МП в условиях внешних напряжений // ФММ. 1977. - Т.44. - №5. - С. 956965.

263. Ройтбурд А.Л., Панкова М.Н. Влияние внешних напряжений на ориентировку габитусной плоскости и субструктуру пластин мартенсита напряжений в сплавах на основе железа // ФММ. 1985. - Т. 59. - № 4 .- С. 769-779.

264. Курдюмов Г.В., Утевский Л.М., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали. -М.: Наука, 1977.-238 с.

265. Любов Б Л. Кинетическая теория фазовых превращений. М.: Металлургия, 1969.-257 с.

266. Френкель Я.И. Введение в теорию металлов. М.: Гостехиздат, 1950. 224 с.

267. Косевич A.M. Основы механики кристаллической решетки. М.: Наука, 1972.-235 с.

268. Bilby В .А. // Phil. Mag. 1953. - V. 44. - P. 782-793.

269. Bilby B.A., Christian J.W. The mechanisms of phase transformation in solids. //Inst. Met. Monograph. -1955. V. 18. - P. 121-172.

270. Wayman C.M. In: Cahn R.W., Haasen P. editors. Physical metallurgy. Amsterdam: North-Holland, 1968.-P. 150-157.

271. Pond R.C., Celotto S., Hirth J.P. A comparison of the phenomenological theory of martesitic transformations with a model based on interfacial defects // Acta met. -2003. V. 51. - P. 5385-5398.

272. Ma X., Pond R.C. Defect modelling of martensitic interfaces in plate martensite // Mater. Sci. Eng. A. 2008. - V. 481-482. - P. 404-408.

273. Kassan-Ogly F.A., Naish V.E. The immanent chaotization of crystal structures and the resulting diffuse scattering // Acta cryst. 1986. - V. B42. - Part I. - P. 297306; Part II. - P. 307-313; Part III. - P. 314-325; Part IV. - P. 325-335.

274. Кассан-Оглы Ф.А., Найш B.E., Сагарадзе И.В. теория температурной эволюции диффузного рассеяния и фазового перехода ОЦК-»ГПУ // ФММ. 1989. - Т. 68. - Вып. 2. - С. 253-263.

275. Кассан-Оглы Ф.А., Найш В.Е., Сагарадзе И.В. проблемы интерпретации ди-фрактограмм теплового диффузного, рассеяния // ФММ. 1989. - Т. 67. -Вып. З.-С. 451—461.

276. Кассан-Оглы Ф.А., Найш В.Е., Редько С.В., Сагарадзе И.В. Диффузное рассеяние к кристаллах с ОЦК и ГЦК решетками // ФММ. 1990. - № 5. - С. 145-153.

277. Comes R., Lambert М., Guinier A. Desorde lineaire dans les cristaux (cas du sili-cum, du quartz et du perovskites ferroelectriques) // Acta cryst. 1970. - V. A26. -Part I.-P. 244-254.

278. Karaman I., Yapici G.G., Chumlyakov Y.I., Kireeva I.V. Deformation twinning in difficult-to-work alloys during severe plastic deformation // Materials Science and Engineering. 2005. - V. A238. - P. 23-31.

279. Немировский Ю.Р. О возможности мартенситного происхождения {332}-двойников в (Р+ю)-сплавах титана // Физика металлов и металловедение. -1998.-Т. 86.-Вып. 1.-С.ЗЗ-41.

280. Blackburn M. J., Feeney J.A. Stress-induced transformations in Ti-Mo alloys // J. Inst. Metals. 1971. - V. 99. - P. 132-134.

281. Литвинов B.C., Попов A.A., Елкина O.A., Литвинов A.B. Деформационные двойники{332}<113> в ß-сплавах титана // Физика металлов и металловедение. 1997. - Т. 83. - Вып. 5. - С. 152-160.

282. Немировский Ю.Р., Немировский М.Р. Матрицы ориентационных соотношений при фазовых превращениях и двойниковании // Заводская лаборатория. 1975.-Т. 41.-№ 11.-С. 1347-1353.

283. Сурикова Н.С., Тюменцев А.Н., Лысенко О.В., Литовченко И.Ю., Коротаев А.Д. Особенности механического двойникования в В2 фазе монокристаллов никелида титана // Физическая мезомеханика. 2004. - Т. 7. - Спец. выпуск Ч. 1.-С. 245-248.

284. Тюменцев А. Н., Сурикова Н.С., Лысенко О. В., Литовченко И. Ю. Закономерности и механизмы механического двойникования в сплавах на основе никелида титана // Физическая мезомеханика. -2007. Т. 10. - № 3. - С. 53-66.

285. Коротаев А.Д., Тюменцев А.Н., Пинжин Ю.П. Активация и характерные типы дефектных субструктур мезоуровня пластического течения высокопрочных материалов // Физическая мезомеханика. 1998. - Т. 1. - №. 1 - С. 23-35.

286. Корн Г., Корн Т. Справочник по математике. М.: Наука, 1973. - 831 с.

287. Валиев Р.З., Александров И.В. Объемные наноструктурные металлические материалы. М.: ИКЦ « Академкнига», 2007. - 398 с.

288. Koike J., Parkin D.M., Nastasi M. The role of shear instability in amorphization of cold-rolled NiTi // Phil. Mag. Letters. 1990. - V. 62. - № 4. - P. 257-264.

289. Lin H.C., Wu S. K., Chou T.S. Kao H.P. The effects of cold rolling on the marten-sitic transformation of an equiatomic TiNi alloy // Acta metall. mater. 1991. - V. 39.-№9.-P. 2069-2080.

290. Клопотов A.A., Кушнаренко B.M., Сазонов Ю.А., Лапскер И.А., Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Модификация структурных состояний в условиях интенсивного внешнего воздействия в никелиде титана // Изв. вузов. Физика. -1992. № 12.-С. 3-6.

291. Ewert J.C., Bohm I., Peter R., Haider F.The role of the martensite transformation for the mechanical amorphisation of NiTi // Acta mater. 1997. -V. 45. - № 5. -P. 2197-2206.

292. Tat'yanin E.V., Borovikov N.F., Kurdyumov V.G. Amorphous shear bands in deformed TiNi alloy // Phys. solid state. 1997. - V. 39. - P. 1097-1099.

293. Nakayama H., Tsuchiya K., Umemoto M. Crystal refinement and amorphisation by cold rolling in TiNi shape memory alloys // Scripta mater. 2001. - V. 44. - P. 1781-1785.

294. Sergueeva A.V., Song C., Valiev R.Z., Mukherjee A.K. Structure and properties of amorphous and nanocrystalline NiTi prepared by severe plastic deformation and annealing // Mater. Scien. Eng. 2003. - V. A339. - P. 159-160.

295. Pushin V.G., Valiev R.Z., Yurchenko L.I. Processing of nanostructured TiNi-shape memory alloys: methods, structures, properties, application // J. Phys. IV France. 2003. - V. 112. - P. 659-662.

296. Khmelevskaya I. Yu., Prokoshkin S.D.,*Dobatkin S.V., Stolyarov V.V. Structure and properties of severely deformed Ti-Ni-based shape memory alloys // J. Phys. IV France. 2003. - V. 112. - P. 819-822.

297. Karnthaler H.P., Waitz Т., Rentenberger C., Mingler В. ТЕМ of nanostructured metals and alloys // Mater. Scien. Eng. A 2004. - V. 387-389. - P. 777-782.

298. Waitz Т., Kazykhanov V., Karnthaler H.P. Martensitic phase transformations in nanocrystalline NiTi studied by ТЕМ // Acta Mater. 2004. - V. 52. - P. 137-147.

299. Waitz Т., Karnthaler H.P. Martensitic transformation of NiTi nanocrystals embedded in an amorphous matrix // Acta Mat.er. 2004. - V. 52. - P. 5461-5469.

300. Waitz T. The self-accommodated morpfology of martensite in nanocrystalline NiTi shape memory alloys // Acta Mater. 2005. - V. 53. - P. 2273-2283.

301. Pushin V.G., Stolyarov V.V., Valiev R.Z., Kourov N.I., Kuranova N.N., Prokofiev E.A., Yurchenko L.I. // Ann. Chim. Sci. Mar. 2002. - V. 27. - P. 77-82.

302. Зельдович В.И., Фролова Н.Ю., Пилюгин В.П., Гундырев В.М., Пацелов A.M. Формирование аморфной структуры в никелиде титана при пластической деформации // Физика металлов и металловедение. 2005. - Т. 99. - № 4.-С. 90-100.

303. Зельдович В.И., Фролова Н.Ю., Пилюгин В.П., Гундырев В.М., Пацелов A.M. Аморфные и нанокристаллические структуры в никелиде титана // Деформация и разрушение материалов. 2005. - № 3. - С. 35-40

304. Zhao L.C., Zheng Y.F., Cai W. Study of deformation micromechanism in cold-deformed TiNi based alloys. // Intermetallics. 2005. - V. 13. - P. 281-288.

305. Pushin V.G., Stolyarov V.V., Valiev R.Z., Lowe T.C., Zhu Y.T. Nanostructured TiNi-based shape memory alloys processed by severe plastic deformation // Mater. Scien. Eng. A. 2005. - V. 410-411. - P. 159-160.

306. Kim Y. H., Cho G.B, Hur S.G., Jeong S.S., Nam Т.Н. Nanocrystallization of a Ti-50.0 Ni (at.%) alloy by cold working and stress/strain behavior // Mater. Scien. Eng. A. 2006. - V. 438-440. - P. 531-535.

307. Waitz T., Pranger W., Antretter T., Fischer F.D., Karnthaler H.P. Competing accommodation mechanisms of the martensite in nanocrystalline NiTi shape memory alloys // Mater. Scien. Eng. A. 2008. - V. 481—482. - P. 479^183.

308. Прокофьев E.A. Структура и свойства ультрамелкозернистых сплавов Ti-Ni, полученных интенсивной пластической деформацией. Автореф. дис. канд. технич. наук, Уфа. 2006. - 16 с.

309. Монасевич Л.А., Паскаль Ю.И., Приб В.Э., Тимонин Г.Д., Чернов Д.Б. Влияние текстуры на эффект памяти формы никелида титана // Металловедение и термическая обработка металлов. 1979. - № 9. - С. 62-63.

310. Перлович Ю.А., Фесенко В.А., Чумляков Ю.И. Развитие текстуры при прокатке монокристаллов титан-никель и механизмы их пластической деформации // Физика металлов и металловедение. 1991. -№ 11. - С. 161-172.

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

312. Bhattacharya K., Kohn R.V. Symmetry, texture and recoverable strain of shape-memory polycrystals // Acta mater. 1996. - V. 44. - № 2. - P. 529-542.

313. Yuan W.Q., Yi S. Pseudo-elastic strain estimation of textured TiNi shape memory alloys // Mater, sci. eng. 1999. - V. - A271. - P. 439^148.

314. Gao S., Yi S. Experimental study on the anisotropic behavior of textured NiTi pseudoelastic shape memory alloys // J, Phys. IV France. 2003. - V. 112. - P. 827-830.

315. Mao S.C., Han X.D., Luo J.F., Zhang Z. Microstructure and texture evolution of ultra-thin TiNi hot-rolled sheets studied by automated EBSD // Mater. Letters 2005. V. 59. - P. 3567-3571.

316. Anand L., Thamburaja P. Termo-mechanically coupled superelastic response of initially-textured Ti-Ni sheet // Acta mater. 2003. - V. 51. - P. 325-338.

317. Inoue H., Ishio M., Takasugi T. Texture of TiNi shape memory alloy sheets produced by roll-bonding and solid phase reaction from elementary metals // Acta mater. 2003. - V. 51. - P. 6373-6383.

318. Сурикова H.C., Клопотов A.A., Корзникова E.A. Механизмы пластической деформации и формирования микро- и нанокристаллического состояния в сплавах на основе никелида титана // Физика металлов и металловедение. -2010.-Т. 110.-№. 3- С. 285-294.

319. Глезер A.M., Поздняков В.А. Условия формирования различных дефектных структур в процессе больших пластических деформаций // Деформация и разрушение материалов. 2005. - №4. - С. 9-15.

320. Zheng G.P., Li М. Crystal instability in .nanocrystalline materials // Acta mater. -2007. V. 55. - P. 5464-5472.

321. Mager C.L., Hoffman D.W., Davies R.G. The effekt of interstitial solutes on the twinning stress of B.C.C. metals // Acta mater. 1971. - V. 18. - P. 1531-1540.

322. Валиев P.3., Александров И.В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. М.: Логос, 2000. - 272 с.

323. Васильев Л.С., Ломаев И.Л. О возможных механизмах эволюции наноструктур при интенсивной пластической деформации металлов и сплавов // Физика металлов и металловедение. 2006. - Т. 101. - № 4. - С. 417-4241

324. Chen Н., Ma Е., Hemker K.J., Sheng Н., Wang Y., Cheng X. Deformation twinning in nanocrystalline A1 // Science. 2003. - V. 30. - P. 1275-1277.

325. Liao X.Z., Srinivasan S.G., Zhao Y.H., Baskas M.I., Zhu Y.T. and others. Formation mechanism of wide stacking faults in nanocrystalline A1 // Applied physics letters. 2004. - V. 84. - № 18. - P. 3564-3566.

326. Christian J.W., Mahajan S. Deformation twinning / Prog. mat. sci. 1995. - V. 39.-P. 1-157.

327. Seeger A. Production of lattice vacancies ib metals by deformation twinning / Phil. Mag. Letters. 2007. - V. 87. - № 2. - P. 95-102.

328. Kiritani M., Satoh Y., Kizuka Y., et al. / Phil. Mag. Lett. 1999. - V. 79. - P. 797.

329. Kiritani M. /Mater. Sei. Engng. 2003. - V. 350A. - P. 11.

330. Kiritani M., Yasunaga K., Matsukawa Y., et al. /Radat. Effects Defects solid. -2002.-V. 157. P. 3.

331. Zehetbauer M.J., Steiner G., Schafler E., Korznikov A., Korznikova E. Deformation induced vacancies with severe plastic deformation: Measurement and modeling // Mater. Sei. Forum. 2006. - V. 503-504. - P. 57-64.

332. Ohkub о H., Tang Z., Nagai et al. Positron annihilation study of vacancy-type defects in high-speed deformed Ni, Cu and Fe // Mater. Sei. Eng. A. 2003. - V. 95. -P. 95-101.

333. Schafler E., Steiner G., Korznikova E., Kerber M., Zehetbauer M.J. Lattice defect investigation of ECAP-Cu by means of X-ray line profile analysis, calorimetry and electrical resistometry // Mater. Sei. Eng. A. 2005. - V. 410-411. - P. 169-173.

334. Савицкая Л.К., Тухфатуллин A.A. Рентгеновское исследование монокристаллов. Описание лабораторных работ. Томск: Изд-во Томского госуниверситета, 2004. - 62 с.

335. Зайдель А.Н. Элементарные оценки ошибок измерений. М.: Изд-во Наука, 1968.-96 с.

336. Тайберт П. Оценка точности результатов измерений. М.: Изд-во Энерго-атомиздат, 1968. - 88 с.

337. Миркин Л.И. Справочник по ренгеноструктурному анализу поликристаллов. М.: Изд-во Наука, 1961. - 863 с.

338. Баррет Ч.С., Масальский Т.Б. Структура металлов. Часть I и II. М: Изд-во Металлургия, 1984. - 352 е., 296 с.

339. Недома И. Расшифровка рентгенограмм порошков. М.: Изд-во Металлургия, 1975.-423 с.