Закономерности термоупругих мартенситных превращений, эффекта памяти формы и сверхэластичности в монокристаллах ферромагнитных сплавов Ni-Fe-Ga-(Co) тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

ТОМСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ

УНИВЕРСИТЕТ

ои

На правах рукописи

"-Г

Тимофеева Екатерина Евгеньевна

ЗАКОНОМЕРНОСТИ ТЕРМОУПРУГИХ МАРТЕНСИТНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ, ЭФФЕКТА ПАМЯТИ ФОРМЫ И СВЕРХЭЛАСТИЧНОСТП В МОНОКРИСТАЛЛАХ ФЕРРОМАГНИТНЫХ СПЛАВОВ М-Ре-Са-(Со)

Специальность 01.04.07 - Физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

і 3 дли ¿ии

Томск-2012

005057373

Работа выполнена в федеральном государственном бюджетном образовательном учреждении высшего профессионального образования «Национальный исследовательский Томский государственный университет», в Сибирском физико-техническом институте имени академика В.Д. Кузнецова Томского государственного университета

Научный руководитель: доктор физико-математических наук, профессор

Чумляков Юрий Иванович

Научный консультант: кандидат физико-математических наук, доцент

Панченко Елена Юрьевна

Официальные оппоненты:

Старенченко Владимир Александрович, доктор физико-математических наук, профессор, Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования «Томский государственный архитектурно-строительный университет», декан общеобразовательного факультета

Иванов Юрий Федорович, доктор физико-математических наук, профессор, Федеральное государственное бюджетное учреждение науки «Институт сильноточной электроники Сибирского отделения Российской академии наук», лаборатория плазменной эмиссионной электроники, ведущий научный сотрудник

Ведущая организация: Федеральное государственное бюджетное учрежде-

ние науки «Институт физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Российской академии наук» (г. Томск)

Защита состоится «20» декабря 2012 г. в 14— на заседании диссертационного совета Д 212.267.07, созданного на базе Федерального государственного бюджетного образовательного учреждения высшего профессионального образования «Национальный исследовательский Томский государственный университет» по адресу: 634050, г. Томск, пр-т Ленина, 36.

С диссертацией можно ознакомиться в Научной библиотеке Томского государственного университета.

Автореферат разослан «/У» ноября 2012 г.

Ученый секретарь /л л

диссертационного совета Ивонин Иван Варфоломеевич

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Функциональные сплавы с термоупругими мартенсит-ными превращениями (МП), такие как Т1-№, Си-2п-А1 и др., находят применение в медицине и различных отраслях машиностроения благодаря способности испытывать большие обратимые деформации при изменении температуры и приложении нагрузки. Дня увеличения эксплуатационных возможностей данного класса материалов в настоящее время проводятся исследования, направленные на поиск сплавов с высокотемпературной сверхэластичностью (СЭ), испытывающих обратимые МП при высоких температурах (Г> 373 К). Критерий проявления высокотемпературной СЭ до сих пор не разработан, и максимальные температуры, при которых наблюдаются обратимые МП, не превышают 450 К [1]. Кроме воздействия полей температур и напряжений, в ферромагнитных сплавах с термоупругими МП обратимые деформации возможно индуцировать приложением магнитного поля, что позволяет применять данные материалы в качестве уникальных датчиков, актюаторов, в микромеханике и микросистемной технике. Широко изученные сплавы №-Мп-Оа, на которых в 1996 г. впервые была обнаружена магнитоиндуцирован-ная деформация [2], из-за низкой пластичности не находят широкого практического применения. Таким образом, необходим поиск новых сплавов, обладающих оптимальным комплексом свойств для проявления высокотемпературной СЭ и магнитоиндуцированной деформации: высокой прочностью и пластичностью, низкими критическими напряжениями движения двойниковых границ в мартенсите, высокой константой магнитокристалли-ческой анизотропии.

Сплавы на основе №-Ре-Оа-(Со) являются перспективными ферромагнитными материалами с термоупругими МП. Исследования №-Ре-Са, представленные в работах [3, 4], показали, что данные сплавы испытывают межмартенситные £2г10М-14М-£10 превращения, характеризуются низкими напряжениями движения двойниковых границ в мартенсите и большим ресурсом деформации решетки до 13,5 %. За счет выделения дисперсных частиц при старении в этих сплавах можно управлять температурами МП, температурой Кюри, повышать коэффициент магнитокристаллической анизотропии при легировании кобальтом. Однако систематических исследований закономерностей развития МП под нагрузкой, эффекта памяти формы (ЭПФ) и СЭ на сплавах №-Ре-Оа-(Со) к моменту постановки задачи проведено не было.

Подобные исследования необходимо проводить на монокристаллах, так как поликристаллы сплавов Гейслера хрупко разрушаются по границам зерен при развитии МП вследствие больших значений параметра анизотропии кристаллов. Использование монокристаллов позволит, во-первых, изменяя ориентацию, варьировать уровень напряжений образования мартенсита, предел текучести высокотемпературной фазы и исследовать их роль в создании условий для высокотемпературной СЭ. Во-вторых, даст возможность исключить влияние границ зерен на процессы зарождения кристаллов мартенсита и выделение частиц второй фазы при термических обработках. В-третьих, впервые исследовать последовательность межмартенситных превращений под нагрузкой в зависимости от ориентации и способа деформации и получить ряд новых экспериментальных данных, связанных с развитием МП в однофазных и гетерофазных монокристаллах ферромагнитных сплавов №-Ре-Са-(Со).

Цель работы. Выяснить закономерности развития термоупругих МП, исследовать зависимость ЭПФ и СЭ, критических напряжений образования мартенсита, механического гистерезиса от ориентации кристалла, способа деформации - растяжения/сжатия и температуры старения в монокристаллах К^Ре^ваг? и [Ч^Ре^СагэСОб (ат.%).

Научная новизна работы

1. Экспериментально установлена ориентационная зависимость и асимметрия критических напряжений образования мартенсита при изменении способа деформации в монокристаллах №54Ре19аа27 и МЦ9Рс18Са27Со6 (ат.%). Впервые дано теоретическое обоснование зависимости критических напряжений образования мартенсита от способа деформации — растяжения/сжатия, основанное на обобщенном уравнении Клапейрона — Клаузиуса, где учитывается дополнительный вклад в деформацию превращения, связанный с разницей эффективных модулей упругости аустенига и мартенсита и высоким уровнем критических напряжений образования мартенсита.

2. Впервые на монокристаллах Т^Ре^Оа^ и МЬюРе^Оа^Соб (ат.%) проведено исследование последовательности ¿2г14М-1,1о МП в зависимости от уровня приложенных напряжений, температуры испытания, ориентации и способа деформации. В монокристаллах МиРе^Саг? и №49Ре18Оа27Со6 после роста во всех исследованных ориентациях при растяжении и сжатии в температурном интервале от М, (температура начала МП при охлаждении) до 330 К^360К имеет место последовательность Ь2\-\АМ-Ь\йМП под нагрузкой, которая при повышении температуры Т> 360К меняется на Ь2\-Ыо- Выяснены условия появления стадийности на зависимости асг(7)> связанные с изменением последовательности развития МП под нагрузкой: две стадии с различными значениями а = с!асг/с1Т наблюдаются, если деформация превращения при ¿2]-14А/ МП оказывается меньше, чем при ¿2[-/Л о МП для данной ориентации и способа деформации; если деформация превращения при образовании 14М- и £,10-маргенситов одинакова, наблюдается одна стадия.

3. Впервые обнаружена СЭ в температурном интервале от 300 К до 720 К в монокристаллах №54Ре19аа27 и МЬвРе^агтСоб (ат.%). Выяснены необходимые условия для проявления высокотемпературной СЭ в широком интервале температур: сочетание высоких прочностных свойств высокотемпературной фазы и низких критических напряжений образования мартенсита под нагрузкой стс„ которые слабо увеличиваются с ростом температуры. Эти условия реализуются при растяжении [001]- и [012]-монокристашюв №54Ре190а27 и №49ре18Са27СОб (ат.%), в которых на зависимости критических напряжений от температуры асг(Т) наблюдаются две стадии и значения а = с1асг!(1Т для второй стадии при Т> 360 К не превышают 0,6 МПа/К

4. Установлена немонотонная зависимость величины механического гистерезиса от температуры испытания в монокристаллах МздРе^Оагу и №49ре|80а27Со6 (ат.%), ориентированных вдоль [001]- и [012]-направлений, при деформации растяжением. Впервые обнаружено аномальное уменьшение механического гистерезиса до До= I МПа в монокристаллах Г^Ре^Оагу (ат.%) и ГЛюРеиОагуСоб (ат.%) при деформации растяжением.

5. Экспериментально показано, что при отжигах монокристаллов №54ре190а27 (ат.%) при Т> 773 К происходит выделение частиц у-фазы размерами от 30 нм до 25 мкм. Частицы более 300 нм приводят к изменению последовательности МП от 121-14М-110 к В2-110, увеличению значений коэффициента деформационного упрочнения, изменению морфологии мартенсита охлаждения (измельчению кристаллов), появлению сильной зависимости механического гистерезиса До от величины заданной деформации.

Научно-практическая ценность работы. Установленные закономерности развития термоупругих мартенситных и межмартенситных превращений при охлаждении/нагреве и под нагрузкой в монокристаллах №-Ре-Оа и М-Ре-ва-Со при изменении ориентации, способа деформации и режима термической обработки будут использованы для развития теории термоупругих МП в ферромагнитных монокристаллах.

Практическая значимость полученных результатов заключается в возможности их применения при разработке ферромагнитных материалов с заданными параметрами: уровнем критических напряжений образования мартенсита, величиной обратимой деформации, величиной механического гистерезиса, температурным интервалом наблюдения высокотемпературной СЭ.

Данная диссертационная работа выполнена в соответствии с программой НИР, проводимой по грантам РФФИ 09-03-00103-а «Разработка способов оптимизации наноструктуры и термомеханических свойств магнитоуправляемых монокристаллов L2\-интерметаллидов с термоупругими мартенситными превращениями»; РФФИ 06-08-08011-офи «Разработка новых ферромагнитных монокристаллов с высокотемпературными эффектами памяти формы и сверхэластичности»; ГК № 16.740.11.0462 «Создание и исследование монокристаллов новых ферромагнитных интерметаллидов Co-Ni-Ga, Co-Ni-Al с высокотемпературной сверхэластичностью и памятью формы»; ФЦП ГК № 14.740.11.0258 «Создание магнитоуправляемых нанокомпозитов с высокой циклической стабильностью функциональных свойств на основе B2(L2 ^-монокристаллов с мартенситными превращениями»; по программе «У.М.Н.И.К.» Фонда содействия МП НТС ГК №5283р/7737, №7057р/9611 «Разработка нового класса многофункциональных материалов с эффектом памяти формы и высокотемпературной сверхэластичностью на основе монокристаллов Ni-Fe-Ga»; ФЦП ГК №14.740.11.0480 «Разработка физических принципов конструирования монокристаллов Ni-Fe-Ga-(Co) с высокотемпературной обычной и магнитоуправляе-мой сверхэластичностью путем оптимизации термомеханических свойств»; по госзаданию Министерства образования и науки РФ, per. номер 2.4162.2011, РК 01201256279 «Ферро-, метамагнитные, наноструктурированные гетерофазные сплавы с обычным и магнитным эффектом памяти формы и высокими упругопластическими свойствами».

Положения выносимые на защиту

1. Экспериментально обнаруженная зависимость критических напряжений образования мартенсита, стадийности развития L2i-14M-Llo мартенситных превращений под нагрузкой, величины эффекта памяти формы и сверхэластичности от ориентации и способа деформации - растяжения/сжатия, в монокристаллах ферромагнитных сплавов Ni54Fei9Ga27 и Ni49Fei8Ga27Co6 (ат.%). Теоретическое обоснование зависимости критических напряжений образования мартенсита от ориентации и способа деформации — растяжения/сжатия, основанное на обобщенном уравнении Клапейрона —Клаузиуса с учетом разницы эффективных модулей упругости аусгенита и мартенсита.

2. Впервые обнаруженная сверхэластичность в температурном интервале от 300 К до 720 К в монокристаллах ферромагнитных сплавов Nij4Fei9Ga27 и Ni49Fei8Ga27Co6 (ат.%). Условия для наблюдения высокотемпературной сверхэласгичности в широком интервале температур определяются сочетанием высокопрочного состояния аустенитной фазы, низких критических напряжений образования мартенсита под нагрузкой и их слабым увеличением с ростом температуры и достигаются за счет выбора ориентации вдоль [001]-и [012]-направлений и способа деформации—растяжением.

3. Закономерности изменения величины механического гистерезиса с ростом температуры испытания в зависимости от ориентации кристалла и способа деформации — увеличение, немонотонный характер изменения и постоянство механического гистерезиса в монокристаллах ферромагнитных сплавов Ni54Fei9Ga27 (ат.%) и Ni49Fei8Ga27Co6 (ат.%). Уменьшение механического гистерезиса до 1 -=- 5 МПа в температурном интервале 370 -5- 470 К при деформации растяжением в монокристаллах, ориентированных вдоль [001]-направления.

4. Экспериментально установленные в состаренных монокристаллах Ni54Fei9Ga27 (ат.%) закономерности изменения температур мартенситных превращений, морфологии кристаллов мартенсита, последовательности развития L1\{BX)-\4M-L 1о мартенситных превращений под нагрузкой, величины механического гистерезиса в зависимости от кристаллической структуры высокотемпературной фазы и механизмов взаимодействия кристаллов мартенсита с дисперсными частицами у-фазы различного размера — включение когерентных наноразмерных частиц в кристаллы мартенсита или генерация вариантов мартенсита вблизи поверхности раздела «частица —матрица» при увеличении размера частиц более 300 нм.

Достоверность результатов и выводов диссертационной работы обеспечивается применением современных методов экспериментального исследования, всесторонним анализом полученных результатов на основе современных представлений физики конденсированного состояния, анализом литературных данных и согласованностью полученных результатов с данными других авторов.

Личный вклад автора. Лично диссертантом выполнен основной объем экспериментальных исследований, проведены теоретические расчеты. Совместно с научным руководителем и консультантом осуществлялись постановка задачи, обсуждение результатов, формулировка выводов и положений, выносимых на защиту, написание научных статей по теме диссертации, исследование микроструктуры монокристаллов на электронном просвечивающем микроскопе.

Апробация работы. Материалы диссертации доложены и обсуждены на международных и всероссийских конференциях и семинарах: Европейском симпозиуме по мар-тенситным превращениям «ESOMAT 2012» (Санкт-Петербург, 2012); Международной конференции по физической мезомеханике, компьютерному моделированию и разработке новых материалов (Томск, 2011,2009); XIX петербургских чтениях по проблемам прочности (Санкт-Петербург, 2010); V Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур» (Москва, 2010); Первых московских чтениях по проблемам прочности (Москва, 2009); 3rd International Conference on Ferromagnetic Shape Memory Alloys (Dresden, 2011); Международном форуме по нанотехнологиям «RUSNANOTECH» (Москва, 2009); European Symposium on Martensitic transformations «ESOMAT» (Prague, 2009); Международной школе-конференции молодых ученых «Физика и химия наномате-риалов» (Томск, 2009); Всероссийской конференции молодых ученых «Физика и химия высокоэнергегических систем» (Томск, 2007-2010); Международной научно-практической конференции «Современные техника и технологии» (Томск, 2007-2009); Российской студенческой конференции «Физика твердого тела» (Томск, 2008, 2012); Всероссийской молодежной школе по проблемам физики конденсированного состояния (Екатеринбург, 2007).

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 46 работ: 8 статей в рецензируемых журналах, из них 1 - в зарубежном журнале, 7 - в журналах из перечня ВАК; 23 статьи в сборниках трудов и материалов конференции; 15 тезисов докладов. Список основных публикаций приведен в конце автореферата.

Структура и объем работы. Диссертационная работа состоит из введения, трех глав, выводов и списка использованной литературы. Работа содержит 195 страниц, включая 134 рисунка, 27 таблиц. Библиографический список состоит из 151 источника.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении дана краткая характеристика современного состояния проблемы, обоснована актуальность темы, сформулирована цель работы, представлены положения, выносимые на защиту.

В главе 1 «Термоупругие мартенситные превращения в ферромагнитных сплавах» дан обзор теоретических и экспериментальных работ, посвященных термодинамическому и кристаллографическому описанию термоупругих МП при охлаждении/нагреве, под действием нагрузки и магнитного поля. Рассмотрены механизмы СЭ, обычного и магнитного ЭПФ.

В главе 2 «Постановка задачи, обоснование выбора материала для исследования. Методика эксперимента», исходя из анализа литературы, дано обоснование выбора материала, сформулированы цель и задачи исследования, представлена методика эксперимента. Для поиска состояний монокристаллов Ni-Fe-Ga и Ni-Fe-Ga-Co, отличающихся оптимальным набором свойств для наблюдения высокотемпературной СЭ и магнитоиндуцированных деформаций, необходимо проведение систематических исследований закономерностей развития термоупругих МП при охлаждении/нагреве и под растягивающей/сжимающей нагрузкой. Таких исследований механических и функциональных свойств на монокристаллах Ni-Fe-Ga и Ni-Fe-Ga-Co проведено не было, что связано с трудностью получения крупных кристаллов. На момент постановки задачи была известна всего одна работа по исследованию механических свойств в монокристаллах Ni-Fe-Ga, которая показывает высокую эффективность их использования [3]. Технология роста, разработанная в Сибирском физико-техническом университете по методу Брид-жмена, позволяет получать монокристаллы Ni-Fe-Ga и Ni-Fe-Ga-Co крупных размеров. В работе ставились нижеперечисленные конкретные задачи.

1. Вырастить монокристаллы Ni54Fei9Ga27 и NÍ49Fei8Ga27Co6 (ат.%).

2. Изучить зависимость критических напряжений образования мартенсита под нагрузкой от ориентации и способа деформации - растяжения/сжатия в монокристаллах сплавов Ni54Fei9Ga27 и NLi9Fei8Ga27Co6 (ат.%) в исходном состоянии после роста.

3. Исследовать влияние ориентации, способа деформации — растяжения/сжатия, температуры испытания и химического состава на величину ЭПФ, СЭ, последовательность МП под нагрузкой, величину механического гистерезиса в монокристаллах Ni54Fei9Ga27 и Ni49Fei8Ga27Co6 (ат.%).

4. Выяснить зависимость температурного интервала СЭ от способа деформации -растяжения/сжатия и ориентации монокристаллов. Определить условия наблюдения высокотемпературной СЭ в монокристаллах NÍ54Fei9Ga27 и Ni49Fei8Ga27Co6 (ат.%).

5. Установить закономерности изменения температур МП, последовательности развития превращений под нагрузкой, уровня критических напряжений образования мартенсита в зависимости от размера дисперсных частиц, выделяющихся при термических обработках, в монокристаллах NÍ54Fei9Ga27 (ат.%).

В работе использовали следующие методы исследования: рентгеноструктурный анализ (Дрон-3, Philips X'Pert System Powder с приставкой для вращения монокристаллов); растровую электронную микроскопию (Philips SEM 5150); измерение зависимости электросопротивления от температуры; механические испытания (установка «Поляни», вакуумная установка для испытаний при температурах выше 363 К, электромеханическая испытательная машина Instron VHS 3360, установка для измерения ЭПФ при охлаждении/нагреве под постоянной нагрузкой); оптическую микроскопию (Эпитип-2, Olympus GX-71); электронную микроскопию тонких фольг (ЭМ-125, Philips СМ-12 и Philips СМ 200, позволяющий проводить in-situ охлаждение/нагрев в колонне микроскопа).

В главе 3 «Термоупругие мартенситные превращения в монокристаллах Ni-Fe-Ga и Ni-Fe-Ga-Co» представлены результаты исследования механических и функциональных свойств монокристаллов Ni54Fei9Ga27 и NÍ49Fei8Ga27Co6 (ат.%) при из-

менении температуры и под нагрузкой: в разделах 3.1-3.4 объектом исследований являлись монокристаллы в исходном состоянии после роста без дополнительных термообработок, в разделе 3.5 - монокристаллы после термических обработок.

В разделе З.Т показано, что при охлаждении в свободном состоянии исходные монокристаллы испытывают одностадийные МП из высокотемпературной упорядоченной £2гфазы в слоистый модулированный 14Л/-мартенсит (рисунок 1). Температуры прямого (Ms = 273 (±2) К, Mf= 271 (±2) К) МП и обратного (A, = 280 (±2) К, Af= 284 (±2) К) МП при охлаждении/нагреве имеют близкие значения для монокристаллов Ni54Fei9Ga27 и Ni49Fei8Ga27Co6 (ат.%). МП характеризуются малыми интервалами прямого и обратного МП ДьД2=1-5Ки малым термическим гистерезисом АТ= 9 12 К. В монокристаллах Ni54Fei9Ga27 и Ni49Fei8Ga27Co6 (ат.%) МП проходят в ферромагнитном состоянии, температура Кюри Тс>М„ и зависит от химического состава. В кристаллах NLigFeisGa^Cos переход «ферромагнетик - парамагнетик» наблюдается при высоких температурах Гс= 406 К, что на 100 К больше, чем в Ni54Fe19Ga27 (Гс = 307 К).

Рисунок 1 - Светлопольные изображения и соответствующие микроэлектронно-граммы исходных монокристаллов Ni54Fei9Ga27: высокотемпературная /^-фаза, присутствуют сверхструктурные рефлексы типа {111}, ось зоны [ 110] Ll (а); 14М-мартенсит после деформации сжатием кристаллов Ni54Fei9Ga27, 7"= 274 К ~ Ms, £от= 0,8 %, ось зоны [001]14М(б)

В разделах 3.2 и 3.3 приведены результаты исследования ЭПФ и температурной зависимости критических напряжений образования мартенсита в монокристаллах Ni54Fei9Ga27 и Ni49Fei8Ga27Co6. Показано, что величина ЭПФ зависит от ориентации и способа деформации (таблица 1, рисунки 2, 3).

Таблица 1 - Результаты теоретически рассчитанной деформации решетки е0, величин Есур и есур+Лем [5] при Ь2\(В2)-Ы0, Ы\(В2)-\АМ МП и экспериментальные данные величины ЭПФ £¡ме в монокристаллах ЬПз^е^Оау? и №49Ре18Оа27Соб (ат.%)_

Ориентация Структура мартенсита Деформация сжатием Деформация растяжением

|ЕСИ>|> % [5] % Г51 N, % \zsme\, (±0,3) % e-cvp, % [5] ^cvp+delw* % Г51 Е0, % esme, (±0,3) %

[001] 14М 6,03 6,38 - 6,3; 6,41 6,41 - 8,1;

Но 6,25 6,25 6,2 6,3* 6,27 14,46 13,5 12,5*

toil] 14м 3,00 2,95 - 3,1 (6,3) 3,94 4,19 - 5,9

LU 3,06 6,25 6,2 4,11 4,11 4,1

[012] им 3,8 4,2 - 6,3 - - - 9,9

LU 4,1 6,3 6,2 - - 9,9

Примечание: * значения Вменяя монокристаллов Ni^FeisGa^Coe (ат.%).

N.

МПа 180

1 Т3 4 5 6j7|e|,% нагрев до Т>/\

234567 е,% нагрев до Т>А,

Рисунок 2 - Кривые о(е) для [001]-монокристаллов Ni49Fei8Ga27Co6 (а) и [011]-кристаллов Ni54Fei9Ga27 (б) при деформации сжатием

о=2 МПа

В таблице представлены результаты расчетов [5] с учетом образования внутренне-сдвойникованных CVP (corresponding variants pars) вариантов мартенсита (гСур) и последующего раздвойникования (е cvp+deiw) при L2\(B2)-L\0, L2X(B2)-UMМП.

Расчет деформации решетки ео при L2i-L\0 МП, проведенный в диссертационной работе, дает близкие значения к результатам расчета [5] с учетом раздвойникования мартенсита (ficyp+deiw) и совпадает с экспериментальной максимальной величиной ЭПФ &sme для всех исследованных ориентации при растяжении и сжатии (таблица 1).

Максимальные обратимые деформации £sme= 12,5 (±0,3) % (при растяжении) и минимальные значения критических напряжений при Т=М/ acr(Mj) = 1 (±0,3) МПа (при сжатии) наблюдаются в [001]-кристаллах Ni49Fei8Ga27Co6 (ат.%) (таблица 1, рисунки 2, 3). Низкие напряжения движения двойниковых границ acr(Mj) в мартенсите являются критическим механическим параметром для наблюдения магнитоиндуцированной деформации при переориентации мартенситных вариантов под действием магнитного поля.

Для этого магнитная движущая сила должна быть больше или равна механической движущей силе, перемещающей двойниковые границы. Как показывают расчеты, магнитных напряжений стт, которые индуцирует магнитное поле, достаточно для переориентации вариантов под воздействием поля в монокристаллах Ni49Fe]8Ga27Co6 (ат.%) при Т~М/.

вп = Ки- С = 1 МПа = aJAfa (1)

где £;и, - деформация переориентации вариантов мартенсита, К„ — коэффициент магни-токристаллической анизотропии, Ки = 1,2х105 Дж/м3 для Ni49FeIgGa27Co6 (ат.%) при Т= 300 К [6].

Экспериментально показано, что во всех исследованных ориентациях монокристаллов Ni54Fei9Ga27 и Ni49Fei8Ga27Co6 при растяжении и сжатии в температурном интервале от Ms до 330 К-;- 360 К имеет место последовательность развития L2\-\AM-L\o МП под нагрузкой, которая при повышении температуры Г>360К меняется на L2\-Ll0> что подтверждено электронномикроскопически (рисунок 4).

6- "Л |е|,%'

5-

4- 4 -

31 3 -

2- 2 "

1 " 1 "

0- 0 -

о=180 МПа

270 290 Т, К 290 310 330 Т, К

Рисунок 3 — Кривые е(7) для [001]-монокристаллов ОДдРешбагтСоб (а) и [011]-кристаллов №54Ре,9Оа27 (б) при деформации сжатием

Рисунок 4 - Микроструктура мартенсита после испытаний монокристаллов "Ь^Ре^Оаг?: 14М-мартенсит, ось зоны [001]им, 7"=275(±2)К, £¡„=2% (а); ¿Ло-мартенсит, ось зоны [110] , Г=523(±2)К, £,„=3 % (б)

Впервые установлена ориентационная зависимость и асимметрия стадийности на зависимости осг(Т), связанной со сменой последовательности МП в интервале температур развития МП под нагрузкой М8 < Т<М^ (М,- температура, при которой напряжения образования мартенсита достигают напряжений пластического течения высокотемпературной фазы, за Мл принимали максимум на зависимостях асг(Т)). Стадийность проявляется как изменение коэффициента а = (1асМТ (рисунок 5) и наблюдается, если значения деформации превращения при образовании 14М- и ¿10-мартенситов различаются — е 1сур+йап * (таблица 1). Это имеет место в [011]-монокристаллах №54Ре19Оа27 при сжатии, [001]- и [012]-кристаллах №54Ре19Оа27 и №}9Ре18Оа27Со6 при растяжении (таблица 1, рисунок 5). Стадии на кривых с(е) и е(7), связанные с развитием последовательно нескольких типов МП, появляются, если и деформация превращения, и напряжения, необходимые для образования 14М- и /,10-мартенситов, отличаются друг от друга (рисунки 2, 3,6), что характерно для [011]-кристаллов №54Ре19Оа27 при сжатии. На зависимости асг{Т) для этих кристаллов наблюдается тройная точка (рисунок 5,а). При напряжениях и температуре, соответствующих тройной точке, кристаллы могут находиться в трех структурных состояниях - Ь2\, 14М или Ы0. Подобные о(Т) диаграммы с тройными точками также были обнаружены в других сплавах со сложно-стадийными МП [7]. Для изменения энтропии Д5вблизи тройной точки соотношение

д= дуЦ-М* + д(2)

для [011]-монокристаллов №54Ре190а27 выполняется, так как Д£1'2'~п° = -0,778 Дж/моль-К и А5"|Ч4М = -0,863 + 0,075 =-0,788 Дж/моль-К. При расче-

те использовали экспериментальные значения коэффициента а, за деформацию превращения е,г принимали максимальные значения обратимой деформации для каждого

типа МП. Значения рассчитаны исходя из соотношения Клапейрона - Клаузиуса:

^ = —■ (3)

¿Т е,г

При смене последовательности МП в температурном интервале М3 < Т<М^ на зависимости асг(Т) не наблюдается стадийности, если деформация Ь2\-14М МП равна деформации И\-Ь\0 МП = £сур+лпп -таблица 1), как в [001]-и [012]-кристаллах №54Ре190а27 и №49Ре18Оа27Соб (ат.%) при деформации сжатием (рисунок 6).

Экспериментально показано, что для [001]-монокристаллов характерна сильная зависимость критических напряжений образования мартенсита от способа деформации - растяжения/сжатия (рисунок 6).

МПа'

500400300200100-

0-1

200 250 300 350 400 450 500 Т,К 200 300 400 500 600 700 800 Т, К Рисунок 5 - Зависимость критических напряжений от температуры о„(Г) в [011]-монокристаллах №54ре]9Са27 при сжатии (а) и [001]-, [012]-, [001]-монокристаллах №54Ре190а27 при растяжении (б)

200 400 600 800 Т, К Рисунок 6 - Зависимость критических напряжений от температуры асг(Т) в [001]-монокристаллах Ы149рв180а27Соб при изменении способа деформации и соответствующие кривые о(е) при деформации сжатием и растяжением

Таким образом, температурная зависимость напряжений образования мартенсита осг(Г) в интервале температур Мл- < Т определяется ориентацией кристалла и способом деформации - растяжением/сжатием (рисунки 5 и 6). Рост критических напряжений в области < Т<Мл и их зависимость от ориентации, способа деформации и уровня внешних приложенных напряжений описывается обобщенным уравнением Клапейрона - Клаузиуса [6]:

¿ст„„ Д5 (4)

с/Т

£„ +

Кг1

где изменение линейных размеров тела (деформация превращения е„.) связывается с деформацией решетки при МП е0 и с упругим удлинением/сжатием Де из-за различия

модулей упругости между аустенитом Еа и мартенситом Ем. Величина Де может быть как положительной, так и отрицательной [8 :

£,г = е0 + Де = е0 +

_1___1_

Ец Е А

(5)

В случае равенства модулей упругости ЕА = Ем, Де = 0 и деформация превращения соответствует деформации решетки е,г= Ео. Для расчетов использовались эффективные значения модулей упругости Еа и Ем (рисунок 6). Из рисунка видно, что при сжатии модули различны — Еа <Ем, что также установлено в [9], а при деформации растяжением Ел и Еи близки. Однако для более корректного сравнения необходимо получить стадию упругой деформации мартенсита достаточной протяженности, что затруднено в связи с высокой хрупкостью образцов. Расчет соотношения коэффициентов арастУасж с учетом разницы эффективных модулей упругости Ел и Ем дает хорошее согласие с экспериментальными значениями Ораст/асж для монокристаллов К154ре19аа27 и №49рС]8Оа27Соб (ат.%).

Таким образом, впервые дано теоретическое обоснование асимметрии критических напряжений образования мартенсита при изменении способа деформации в монокристаллах №54ре190а27 и №49ре18Оа27Со6 (ат.%), основанное на обобщенном уравнении Клапейрона - Клаузиуса, учитывающем влияние ориентации, способа деформации, уровня критических напряжений и различие модулей упругости аусте-нита и мартенсита на деформацию превращения.

В разделе 3.4 представлены результаты исследования СЭ. Во всех исследуемых ориентациях монокристаллов №54Ре190а27 и №49ре]8Оа27СОб (ат.%) наблюдается высокотемпературная СЭ при Т> 373 К (рисунок 6, таблица 2). На основе экспериментальных данных определены условия, необходимые для наблюдения высокотемпературной СЭ в монокристаллах №54Ре]90а27 и Ь^дРе^ОагуСоб (ат.%). Схема (рисунок 7), демонстрирующая условия формирования высокотемпературной СЭ, разработана на основе схемы Отцука - Вэймана [7] и учитывает ориентационную зависимость критических напряжений образования мартенсита под нагрузкой в области М, < Т<М,¡¡.

Таблица 2 - Температурный интервал СЭ в монокристаллах №54Ре]90а27 и №49ре18Оа27Со6 (ат.%)

Свойства Деформация сжатием Деформация растяжением

»¡49ре)8Оа27СОб N¡5^190327 Ми9ре18Оа27Соб №54Ре190а27

[001] [0011 [0111 [012] [001] [ООП [0121 [0111

а2.1, МПа/К 2,0 2,1 4,0 3,1 1,6 1,7 2,3 4,0

02-2, МПа/К 2,3 0,6 0,5 0,5 -

Т5Е1,(±2)К 288 283 283 285 315 283 283 284

Т5£2, (±2) К 423 448 473 365 720 703 678 400

ДТЖ (±2) К 135 165 190 80 405 420 395 115

Температура конца интервала СЭ определяется достижением напряжений , при которых рост кристаллов мартенсита сопровождается локальной пластической деформацией, препятствующей обратному МП. Следовательно, минимальный интервал развития СЭ (Д7^£) имеют монокристаллы, которые характеризуются большими значениями а = 3,1 ■*■ 4,0 МПа/К (рисунок 7, таблица 2). Максимальный температурный интервал развития СЭ ДГ]£~400 К наблюдается при растяжении [001]- и [012]-монокристаллов №54рС|90а27 и [001]- кристаллов №49Ре18Оа27Со6, в которых на зависимости асг( Т) присутствуют две стадии, связанные со сменой последовательности МП,

и вторая стадия имеет низкие значения а = 0,5 -5- 0,6 МГТа/К. Значение Д TSE в этих кристаллах является максимальным среди других сплавов с термоупругими МП. Сверхэластичные свойства проявляются в монокристаллах как в ферромагнитном (Т< Тс), так и в парамагнитном состояниях при (Г > Тс).

В работе представлены результаты исследования зависимости величины механического гистерезиса До от температуры, ориентации и способа деформации. Закономерности изменения величины механического гистерезиса с ростом температуры испытания (увеличение, немонотонный характер изменения и постоянство механического гистерезиса) зависят от ориентации кристалла и способа деформации.

При растяжении [011]-моно-кристаллов Ni54Fei9Ga27 и сжатии [001]-монокристаллов Ni54Fei9Ga27 и Ni49Fel8Ga27Co6 (ат.%) механический гистерезис слабо зависит от температуры (рисунок 8). Исключением является интервал температур Т= 330 ■*■ 360 К, где резкое увеличение механического гистерезиса связано с изменением последовательности МП с ¿2r14M на L2rL\o. Семислойный 14М-мартенсит, как известно [5], характеризуется малой величиной гистерезиса, поскольку содержит высокую плотность двойников, и несоответствие решеток 14М- и ¿2|-фаз при МП мало, что обеспечивает низкую силу трения при движении межфазной границы [5]. Малая величина гистерезиса при образовании 14М-мартенсита, по сравнению с £1о-мартенситом, проявляется и на кривых о(е) при сжатии [011]-монокристаллов (рисунок 9).

В [001]- и [011]-ориентациях при сжатии раздвойникование кристаллов мартенсита не вносит вклада в деформацию превращения при образовании ХАМ- и Z,1 о-мартенситов Eci? =^cyp+iawEcvp =гсур*detw (таблица 1). В этом случае под воздействием напряжений раздвойникование мартенсита не происходит и плоскость габитуса не отклоняется от инвариантной плоскости. Поэтому увеличение внешних приложенных напряжений с ростом температуры не оказывает влияния на двойниковую структуру мартенсита, чем и объясняется слабая зависимость механического гистерезиса от температуры (рисунок 8 ,а,б).

Рисунок 8 - Зависимости механического гистерезиса от температуры Да(7) для «жестких» монокристаллов Т^^Ре^Оаг? и МЦдРешОагтСоб: [001]-, [012]-монокристаллы М^Ре^Оаг? и N№,803270)6 при сжатии (а); [011]-монокристаллы Т^Ре^ваг? при растяжении (б)

Рисунок 7 — Схема, описывающая формирование высокотемпературной СЭ

При сжатии [012]- и [011 ]-кристаллов №54ре190а27 вклад в деформацию превращения дает раздвойникование £10-мартенсита (е"уР ф г"ур+ла„-таблица 1).

В этом случае раздвойникование кристаллов мартенсита под действием нагрузки вызывает отклонение плоскости габитуса от инвариантной плоскости, что, в свою очередь, приводит к увеличению рассеяния энергии. Поэтому с ростом температуры испытания и критических напряжений образования мартенсита наблюдается увеличение гистерезиса (рисунок 8,а).

В [001]-, [012]-монокристаллах, в которых при деформации растяжением СЭ развивается в широком интервале температур более 400 К, наблюдается немонотонная зависимость

1 2 3 4 5 6 7 е, % Рисунок 9 - Кривая с(е) для [011]-монокристаллов N¡54Fei9Ga27 при деформации сжатием

Да, МПа -300250-

1 2

■ [001] NiFeGaCo

« [001] NiFeGa

а [0121 NiFeGa

200-

150-

100-

величины механического гистерезиса До от температуры (рисунок 10). На данной зависимости можно выделить четыре температурных интервала. В первом интервале значения гистерезиса увеличиваются, что связано с изменением последовательности МП под нагрузкой от£2|-14М-110к12,-110.

Аномальное уменьшение значений механического гистерезиса до 1^4 МПа во втором температурном интервале при Т ~ 420 К может быть связано, во-первых, с различной последовательностью прямого и обратного МП. Во-вторых, с влиянием напряжений на постоянные решетки ¿2|-фазы и /Л 0-мартенсита при механических испытаниях в условиях высоких напряжений. Уменьшение гистерезиса наблюдается как в монокристаллах №54ре190а27, которые при данных температурах находятся в парамагнитном состоянии (Тс = 307 К), так и в №49ре|8Оа27С0б в ферромагнитном состоянии (Тс = 406 К). Это свидетельствует о том, что данное явление не связано с магнитной подсистемой монокристаллов. В [001]-монокристаллах №49Ре180а27Соб низкие значения механического гистерезиса Да ~ 3 МПа наблюдаются также ниже температуры Кюри Т < Тс перехода из ферромагнитного в парамагнитное состояние. Следовательно, в этих кристаллах возможно реализовать обратимые магнитоиндуцированные деформации.

В третьем температурном интервале (530 К ^ 560 К) наблюдается увеличение механического гистерезиса. Гистерезис имеет максимальные значения в [001]- и [012]-кристаллах №54Ре|90а27 (До = 200 МПа и До = 300 МПа) по сравнению с [001]-кристаллами Ы149Ре180а27СОб Да = 65 МПа (рисунок 10). Экспериментально показано, что легирование кобальтом повышает стабильность монокристаллов при высокотемпе-

50-

250 300 350 400 450 500 550 600 650 700 Т, К Рисунок 10 - Зависимости механического гистерезиса от температуры Да(7) для [001]-, [012]-монокристаллов Ni54Fei9Ga27 и [001]-монокристаллов Ni49Fei8Ga27Co6 при растяжении

ратурных испытаниях. Кристаллы №49Ре18Оа27Соб отличаются низкими напряжениями осг образования мартенсита при Т= 530 К -^560 К (рисунки 5 и 6). В [001]- и [012]-кристаплах №54Ре190а27 уровень напряжений выше и развитие МП под нагрузкой при Т= 530 К 560 К сопровождается дислокационным скольжением, что приводит к широкому механическому гистерезису (рисунок 11).

При Т > 560 К (четвертый интервал) наблюдается уменьшение механического гистерезиса. В этом интервале происходит выделение когерентных дисперсных частиц, что вызывает увеличение прочности высокотемпературной фазы за счет эффектов дисперсионного твердения и подавление процессов дислокационного скольжения при развитии МП. Поэтому было проведено исследование влияния старения на развитие термоупругих МП при охлаждении нагреве и под нагрузкой. Результаты исследований представлены в разделе 3.5.

Старение проводили на [01 ^-монокристаллах №54Ре190а27 (ат.%) при температурах от 473(±5) К до 1473(±5) К с шагом в 100 К в течение 1 часа с последующей закалкой в воду комнатной температуры или охлаждением на воздухе. Экспериментально показано, что термообработки при Г = 473 673 К оказывают слабое влияние на температуры МП, величину температурных интервалов, термический и механический гистерезисы. Кристаллы после старения при Т - 473 + 673 К находятся в однофазном состоянии, и высокотемпературная фаза имеет /,2гструктуру, так же, как и в монокристаллах после роста.

При старении при Т= 773 К происходит выделение дисперсных частиц у-фазы размером до 35 нм и объемной долей 2 (±0,3) %. Выделение частиц вызывает увеличение температурных интервалов прямого и обратного МП, изменение морфологии мартенсита охлаждения - измельчение кристаллов (рисунок 12), однако сохраняет последовательность Ы\-\ЛМ-Ь\0 МП под нагрузкой и механический гистерезис, характерные для кристаллов после роста и старения при Г = 473 673 К (рисунок 13,а,б). Старение при 773 К не изменяет вид кривых а(е), МП протекает с низким коэффициентом деформационного упрочнения 9 = Дисперсные частицы наследуются кристаллами мартенсита без изменения условий их зарождения и роста.

Рисунок структура

11 - Дислокационная [001 [-монокристаллов №54ре19Оа27 после деформации растяжением при Т= 543(±2) К, £„= 6(±0,3) %, £,„ = 1 %

РаВр!

■Ж

<яе

V-

250 мкм

А

Рисунок 12 - Оптическая металлография мартенсита охлаждения в монокристаллах №54Ре190а27: после роста (а); после старения при 773 К (б)

№54Ре19аа27 после роста и термических обработок

При температурах старения Т> 873 К происходит выделение крупных частиц у-фазы размером 500-600 нм и объемной долей 4-^5 (±0,3) %. Старение при Т > 873 К вызывает изменение структуры высокотемпературной фазы с Ь2\ на 52 (рисунок 14), изменение последовательности МП от 12г14Л/-110 к 52-110, увеличение значений коэффициента 0 = й?о/^е (рисунок 13). Дисперсные частицы являются источниками зарождения нескольких вариантов мартенсита, и вариант-вариант-взаимодействие определяет высокие значения коэффициента деформационного упрочнения, широкий механический гистерезис и его зависимость от степени деформации.

11 * , * 111 ♦ * - ш ш * *

• » 022 * • ^ # щ 011 III

Ф а 1 А * 1 . *

ш 400 Л 200 в

Рисунок 14 - Микроэлектронограммы, полученные от высокотемпературной фазы монокристаллов №54ре19Саг7: исходное состояние после роста, ось зоны [011] 12< (а); после термообработки при Т= 973 К, ось зоны [011]вг (б)

ВЫВОДЫ

1. Экспериментально показано, что в монокристаллах №54ре190аг7 и Т^Ре^Оаг?^^ (ат.%) после роста при охлаждении/нагреве в свободном состоянии наблюдаются термоупругие 1ЛуЛ 4М мартенситные превращения, которые характеризуются малыми температурными интервалами прямого и обратного превращения А] =М8-М^ Д2 =А$—.А{= 1 5 К, малым термическим гистерезисом ДГ= 9 ^ 12 К и являются переходами первого типа (А$ > М3). Выделение дисперсных частиц у-фазы размером от 20 нм до 25 мкм приводит к измельчению кристаллов мартенсита по сравнению с монокристаллами после роста, росту Д| и Д2 до 20(±2) К, увеличению запасенной упругой энергии, и мартенситные превращения становятся переходами второго типа (Д, < М3).

2. В монокристаллах №54ре190а27 и ¡^Ре^Оа^Соб (ат.%) после роста при температурах вблизи М3 под нагрузкой обнаружена Ы\-\ЛМ-Ь\^ последовательность мартенсит-ных превращений. Расчет деформации решетки при мартенситных превращениях

дает близкие значения к экспериментальной максимальной величине эффекта памяти формы для всех исследованных в работе ориентации при растяжении и сжатии.

3. Температурная зависимость критических напряжений образования мартенсита а„(7) в интервале температур Ms< T<M¿ определяется ориентацией кристалла, способом деформации - растяжением/сжатием и описывается обобщенным уравнением Клапейрона — Клаузиуса, учитывающим влияние ориентации, способа деформации, уровня приложенных напряжений и различие модулей упругости высокотемпературной фазы и мартенсита на деформацию превращения.

4. В исходных монокристаллах Ni54Fei9Ga27 и NÍ49Fei8Ga27Co6 (ат.%) во всех исследованных ориентациях при растяжении и сжатии в температурном интервале от Ms до 330 360 К имеет место последовательность L2¡-\4M-L\0 мартенситных превращений, которая при Т> 360 К меняется на L2rL\0. Выяснены условия появления стадийности на зависимости ас,(Т), связанные со сменой последовательности мартенситных превращений при Ms < Т< M<¡ в зависимости от ориентации и способа деформации: одна стадия наблюдается, если деформация превращения L2\-\AM равна деформации превращения для L2¡-110, две стадии имеют место, если деформация превращения для Z2r14A/ меньше, чем для L2rL\0 превращения,

5. Температурный интервал развития сверхэласгичности в монокристаллах NÍ54Fei9Ga27 и NÍ49Fei8Ga27Co6 (ат.%) после роста зависит от ориентации и способа деформации. Впервые в [001]- и [012]-монокристаллах при растяжении обнаружен аномально большой температурный интервал сверхэластичности от 300 К до 720 К. Сформулированы условия для наблюдения высокотемпературной сверхэластичности: 1) сочетание высокого уровня критических напряжений пластического течения высокотемпературной фазы CcAMd) и низких критических напряжений образования мартенсита аДМ,): atr(M¿)htXM¡) > 80; 2) низкие значения величины а = daJdT, которая описывает рост напряжений образования мартенсита с температурой. Высокие значения а = daJdT в [001]-, [011]-, и [012]-монокристаллах при сжатии и [011]-кристаллах при растяжении приводят к узкому интервалу развития высокотемпературной сверхэластичности от 373 К до 473 К.

6. Экспериментально установлена немонотонная зависимость величины механического гистерезиса До от температуры испытания в [001]-, [012]-ориентациях кристаллов Ni54Fei9Ga27 и NÍ49Fei8Ga27Co6 (ат.%). Показано, что в интервале температур от 340 К до 420 К механический гистерезис уменьшается от 35 (±0,5) МПа до Н5 (±0,5) МПа, а затем возрастает при Т~ 520 К до ~ 300 МПа.

Предполагается, что аномально низкие значения рассеянной энергии связаны с влиянием внешних напряжений на постоянные решеток ¿2[-фазы и ¿10-мартенсита и существованием тройной точки на фазовой диаграмме ac¿T).

7. Экспериментально показано, что дисперсные частицы у-фазы, образующиеся при старении, приводят к изменению закономерностей развития мартенситных превращений при растяжении и сжатии в [011]-монокристаллах N¡54Fei9Ga27 (ат.%), по сравнению с исходными кристаллами после роста:

• выделение дисперсных частиц размером до 35 нм и объемной долей 2 (±0,3) % сохраняет последовательность превращений L2y\AM-L\t¡, не изменяет вида кривых с(е) с низким коэффициентом деформационного упрочнения 0 = da/dz. Дисперсные частицы наследуются кристаллами мартенсита без изменения условий зарождения и роста мартенсита;

• выделение крупных частиц размером более 300 нм и объемной долей 4^5 (±0,3) % приводит к изменению последовательности мартенситных превращений от L2\-14M-Lla к B2-L\0, увеличению значений коэффициента 8 = dal dz. Дисперсные частицы являются ис-

точниками зарождения нескольких вариантов мартенсита, и это, в свою очередь, определяет «турбулентный» характер мартенситных превращений, развитие превращения в одну стадию.

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах:

1. Тимофеева ЕЕ., Панченко Е.Ю., Чумляков Ю.И., Maier Н. Закономерности развития термоупругих мартенситных превращений под сжимающей нагрузкой в [011]-монокрисгаллах ферромагнитного сплава Ni-Fe-Ga // Известия вузов. Сер. Физика. - 2011. -№ 12.-С. 116-118.

2. Чумляков Ю.И., Киреева И.В., Панченко Е.Ю., Кириллов В.А., Тимофеева Е.Е. и др. Термоупругие мартенситные превращения в монокристаллах, содержащих дисперсные частицы // Известия вузов. Физика. — 2011. — № 8. — С. 96—108.

3. Панченко Е.Ю., Тимофеева Е.Е., Казанцева Л.П., Чумляков Ю.И., Maier Н. Влияние термической обработки на закономерности термоупругих мартенситных превращений в ферромагнитных монокристаллах Ni49Fei8Ga27Co6 // Известия вузов. Сер. Физика. — 2010. — № 11.-С. 96-98.

4. Panchenko Е., Chumlyakov Y., Maier HJ., Timofeeva E., Karaman I. Tension/compression asymmetry of functional properties in [001]-oriented ferromagnetic Ni-Fe-Ga-Co single crystals //Intermetallics. - 2010.-V. 18.-P. 2458-2463.

5. Панченко Е.Ю., Чумляков Ю.И., Тимофеева E.E., Казанцева Л.П., Maier H.J. Ориентационная зависимость высокотемпературной сверхэластичности в ферромагнитных монокристаллах Ni-Fe-Ga // Деформация и разрушение материалов. - 2010. - № 2. — С. 22-29.

6. Чумляков Ю.И., Киреева И.В., Панченко Е.Ю., Тимофеева Е.Е., Побеленная З.В. и др. Высокотемпературная сверхэластичносгь в монокристаллах Co-Ni-Ga, Co-Ni-Al, Ni-Fe-Ga, Ti-Ni // Известия вузов. Сер. Физика. - 2008. - Т. 51, № 10. - С. 19-37.

7. Тимофеева Е.Е., Панченко Е.Ю., Чумляков Ю.И. Закономерности термоупругих мартенситных превращений в гетерофазных ферромагнитных монокристаллах Ni54Fei9Ga27//Известия вузов. Сер. Физика.-2007.-№ 10.-С. 24-27.

8. Твердохлебова A.B., Панченко Е.Ю., Тимофеева Е.Е., Чумляков Ю.И. Эффект памяти формы и сверхэластичность в ферромагнитных [001]-монокристаллах Ni-Fe-Ga при деформации растяжением и сжатием // Известия вузов. Сер. Физика. — 2006. — № 3. Приложение. - С. 72-74.

9. Тимофеева Е.Е., Панченко Е.Ю., Чумляков Ю.И. Развитие термоупругих мартенситных превращений в нанокомпозитах на основе гетерофазных монокристаллов в Ni-Fe-Ga // IV Всероссийская конференция по наноматериалам НАНО-2011: сборник материалов. - М.: ИМЕТ РАН, 2011. - С. 439.

10. Panchenko Е., Chumlyakov Y., Timofeeva Е., Karaman I., Maier H.J. Asymmetry of functional properties in single crystal Ni-Fe-Ga-(Co) ferromagnetic shape memory alloys // Extended Abstracts of 3rd International Conference on Ferromagnetic Shape Memory Alloys. -Dresden, 2011.-P. 91-92.

И. Тимофеева E.E., Панченко Е.Ю., Чумляков Ю.И. Развитие мартенситных превращений при изменении температуры и под нагрузкой в структурно-неоднородных монокристаллах Ni-Fe-Ga-(Co) // V Евразийская научно-практическая конференция «Прочность неоднородных структур, ПРОСТ-2010»: сборник трудов конференции. - Москва, 2010.-С. 167.

12. Панченко Е.Ю., Казанцева Л.П., Тимофеева Е.Е., Чумляков Ю.И., Maier Н. Влияние бимодальной микроструктуры на закономерности термоупругих мартенситных пре-

вращений в ферромагнитных монокристаллах Ni-Fe-Ga-(Co) // XIX петербургские чтения по проблемам прочности: сборник материалов. Ч. 1. - СПб., 2010. - С. 311-313.

13.Тимофеева Е.Е., Казанцева Л.П., Панченко, Е.Ю., Чумляков Ю.И. Особенности термоупругих мартенситных превращений в гетерофазных монокристаллах Ni-Fe-Ga-Co // Актуальные проблемы прочности: сборник трудов XLVIII Международной конференции, посвященной памяти М.А. Криштала-Тольятти: II У, 2009. - С. 211-213.

H.Тимофеева Е.Е. Функциональные свойства [012]-монокристаллов Ni54Fe19Ga27 // Физика и химия высокоэнергетических систем: сборник материалов IV Всероссийской конференции молодых ученых. - Томск: ТЛМ-Пресс, 2008. - С. 146-150.

15.TimofeevaE., Panchenko Е., Chumlyakov Y. Orientation dependence of shape memory effect and superelasticity in ferromagnetic N^Fe^Gaiy single crystals under compression // Proceedings of the 13th International scientific and practical conference of students, post-graduates and young scientists «Modem technique and technologies MTT' 2007». - Tomsk, 2007. - P. 9496.

Список использованной литературы

I, Бучельников В.Д., Васильев А.Н., Коледов В.В., Ховайло В.В. и др. Магнитные сплавы с памятью формы: фазовые переходы и функциональные свойства // Успехи физических наук. - 2006. - Т. 176, № 8.

2. Ullakko К., Huang J.K., Kantner С., O'Handley R.C., Kokorin V.V. Large magnetic-field-induced strains in Ni2MnGa single crystals // Applied Physics Letters. - 1996. - V. 69. - P. 1966.

3. Sutou Y., Kamiya N., Omori Т., Kainuma R., Ishida K. Stress-strain characteristics in Ni-Ga-Fe Ferromagnetic Shape Memory Alloys // Applied Physics Letters. - 2004. - V. 84. -P. 1275-1277.

4. Oikawa K., Ota Т., Ohmori Т., Tanaka Y., etc. Magnetic and martensitic phase transitions in ferromagnetic Ni-Ga-Fe shape memory alloys // Applied Physics Letters. - 2002. - V. 81. -P. 5201.

5. Efstathiou C., Sehitoglu H., Carroll J., etc. Full-field strain evolution during intermartensit-ic transformations in single-crystal NiFeGa // Acta Materialia. - 2008. - V. 56. - P. 3791-3799.

6. Morito H., Fujita A., Oikawa K., etc. Magnetic anisotropy in Ni-Fe-Ga-Co ferromagnetic shape memory alloys in the single-variant state // Journal of Physics: Condensed Matter. - 2009. -V. 21.-P.076001.

7. Otsuka K., Wayman C.M. Shape memory materials. Cambridge University PRESS. -1998.-284 p.

8. Liu Y., Yang H. The concern of elasticity in stress-induced martensitic transformation in Ti-Ni // Materials Science and Engineering. - 1999. - A 260. - P. 240-245.

9. Liu Z.H., Wu G.H., Liu Y. Stress-induced martensitic transformation of a Ni54Fei9Ga27 single crystal in compression // Intermetallics. - 2006. - V. 14. - P. 1493-1500.

Тираж 100. Заказ 1202. Томский государственный университет систем управления и радиоэлектроники. 634050, г. Томск, пр. Ленина, 40. Тел. 533018.

ВВЕДЕНИЕ.

1 Термоупругие мартенситные превращения в ферромагнитных сплавах.

1.1 Общая характеристика мартенситных превращений.

1.2 Кристаллография мартенситных превращений.

1.3 Термодинамическое описание мартенситных превращений.

1.4 Функциональные свойства сплавов с термоупругими мартенситными превращениями.

1.5 Мартенситное превращение в магнитном поле.

2 Постановка задачи, обоснование выбора материала для исследования. Методика эксперимента.

2.1 Постановка задачи, обоснование выбора материала для исследования.

2.2 Методика эксперимента.

3 Термоупругие мартенситные превращения в монокристаллах №РеОа и №РеОаСо.

3.1 Закономерности развития термоупругих мартенситных превращений в монокристаллах №РеОа и №РеОаСо при охлаждении/нагреве.

3.2 Зависимость эффекта памяти формы от ориентации и способа деформации в монокристаллах №Рева и №РеОаСо.

3.2.1 Влияние температуры испытания и способа деформации (растяжение/сжатие) на эффект памяти формы в [001]-монокристаллах №РеОаСо.

3.2.2 Влияние ориентации кристалла на эффект памяти формы при деформации растяжением и сжатием монокристаллов МРева.

3.2.3 Асимметрия и ориентационная зависимость величины эффекта памяти формы в монокристаллах №Рева и №РеОаСо.

3.2.4 Многостадийные мартенситные превращения под нагрузкой при деформации сжатием в [011]-монокристаллах №РеОа.

3.2.5 Критические напряжения образования мартенсита под нагрузкой как основной механический параметр, необходимый для реализации магнитного эффекта памяти формы.

3.3 Температурная зависимость критических напряжений мартенситного сдвига при изменении ориентации и способа деформации в монокристаллах Ni-Fe-Ga и Ni-Fe-Ga-Co.

3.4 Сверхэластичность в ферромагнитных монокристаллах NiFeGa и NiFeGaCo.

3.4.1 Зависимость температурного интервала развития сверхэластичности от способа деформации и ориентации ферромагнитных монокристаллов NiFeGa и NiFeGaCo.

3.4.2 Зависимость величины сверхэластичности ориентации, способа деформации и температуры испытаний в ферромагнитных монокристаллах NiFeGa и NiFeGaCo.

3.4.3 Зависимость величины механического гистерезиса от ориентации, способа деформации и температуры испытания в ферромагнитных монокристаллах NiFeGa и NiFeGaCo.

3.5 Влияние термических обработок на закономерности развития мартенситных превращений при охлаждении и под нагрузкой.

ВЫВОДЫ.

Ферромагнитные сплавы, испытывающие термоупругие мартенситные превращения, являются новыми многофункциональными материалами [1-12]. Обладая эффектами памяти формы и сверхэластичности, основанными на термоупругом характере мартенситных превращений, эти сплавы допускают управление размерами и формой не только при изменении температуры и приложении нагрузки, но и с помощью магнитного поля. Ферромагнитные материалы с памятью формы могут найти широкое применение в авиакосмической промышленности, атомной энергетике, механотронике и микросистемной технике [1-4,11,12]. Существуют задачи, в которых необходимо использовать функциональные свойства сплавов при высоких температурах, а значит, сверхэластичность должна наблюдаться при температурах выше 373 К (100 °С) (высокотемпературная сверхэластичность). В настоящее время в литературе не разработаны условия, необходимые для проявления высокотемпературной сверхэластичности [13-20]. Существует только один критерий Отцуки-Вэймана [13-15], из которого следует, что для получения высокотемпературной сверхэластичности необходимо достичь высокопрочного состояния в высокотемпературной фазе, когда накопленная при прямом мартенситном превращении упругая энергия не релаксирует за счет образования дислокаций в условиях высоких температур и способствует обратимому переходу при снятии нагрузки. Однако нет данных о влиянии характера изменения критических напряжений образования мартенсита в температурном интервале развития мартенситных превращений под нагрузкой на формирование высокотемпературной сверхэластичности. Таким образом, большой научный и практический интерес представляет выяснение закономерностей развития мартенситных превращений под нагрузкой в условиях высоких напряжений и температур выше 373 К и разработка физических принципов конструирования новых ферромагнитных сплавов, которые испытывают обратимые мартенситные превращения в широком интервале температур, обладают высокими механическими характеристиками и будут превращать магнитную энергию в механическую без деградации свойств.

В настоящее время в качестве ферромагнитных материалов с памятью формы рассматриваются сплавы Гейслера №МпОа, Со№Оа, Со№А1 и упорядоченные сплавы БеРё, БеР^ которые испытывают мартенситные превращения в ферромагнитном состоянии [1-12, 21]. Наиболее широко изучены сплавы ЫМпОа, испытывающие Ь21-10М-14М-Ыо МП и обладающие высокой константой магнитокристаллической анизотропии (Ки= 1,7-105 Дж/м3) [3, 4]. На монокристаллах М^МпОа впервые в 1996 г. получена деформация 0,2 %, индуцированная магнитным полем, за счет переориентации мартенситных вариантов [3].

В результате исследований в этой области в монокристаллах NiMnGa реализованы магнитодеформации до 10 %, контролируемые магнитным полем порядка 1 Тл [1-6, 21]. Однако монокристаллы NiMnGa не нашли широкого практического применения, поскольку не удается решить ряд проблем: высокая хрупкость при растяжении, трудности при выращивании монокристаллов, нестабильность структуры из-за низких прочностных свойств высокотемпературной фазы [3, 4, 22-24].

Анализ литературы показал [25-51], что сплавы на основе NiFeGa - одни из самых перспективных материалов для получения больших обратимых магнитоиндуцированных деформаций и высокотемпературной сверхэластичности. Во-первых, в этих сплавах наблюдаются многоступенчатые фазовые превращения. Высокотемпературная фаза может иметь 52-структуру или L2\-структуру в зависимости от температуры закалки; мартенситное превращение происходит сначала в мартенсит со слоистыми модулированными структурами (ЮМ и/или 14М), а затем в тетрагональный L10 мартенсит [27]. За счет развития L2\-\OM/\4M-Llo мартенситных превращений при низких температурах и L2\-LIq - при высоких температурах можно изменять механические и функциональные характеристики в зависимости от ориентации монокристаллов, способа деформации и температуры испытания [26, 27], исследовать их роль при поиске условий для реализации высокотемпературной сверхэластичности. Во-вторых, в сплавах NiFeGa за счет изменения химического состава можно управлять магнитными свойствами: при уменьшении содержания Ni в материале повышается температура Кюри (7с) [26, 44, 46, 51], ас увеличением содержания Fe растет намагниченность насыщения [4СМ-1]. Замещение атомов Ni на Со в NiFeGa позволяет увеличить константу магнитокристаллической анизотропии (от #„=1,7-104 Дж/м3 до А"м=1,2-105 Дж/м3 при Т= 300 К) [29, 36-39]. Высокая энергия магнитокристаллической анизотропии является одним из необходимых условий для наблюдения деформаций, наведенных магнитным полем. В-третьих, монокристаллы NiFeGa и NiFeGaCo являются более пластичными и могут деформироваться при растяжении [27, 34, 37, 42, 47-49], в отличие от хрупких монокристаллов NÍ2MnGa. В-четвертых, сплавы NiFeGa обладают высокой циклической стабильностью сверхэластичности и выдерживают при заданной деформации растяжением 3 % более 18000 циклов «нагрузка - разгрузка» до разрушения без заметной деградации [47].

Для реализации всех потенциальных возможностей этих материалов, как многофункциональных сплавов с обычным и магнитным эффектами памяти формы и высокотемпературной сверхэластичностью, необходимы систематические исследования закономерностей развития термоупругих мартенситных превращений при охлаждении/нагреве и под растягивающей/сжимающей нагрузкой. Такие исследования необходимо проводить на монокристаллах. Во-первых, поликристаллы сплавов Гейслера с эффектом памяти формы являются слишком хрупкими - для них характерно хрупкое разрушение по границам зерен при развитии МП вследствие больших значений параметра анизотропии кристаллов А = 2С^/{С\\ - С[2) > 10 [3, 4]. Во-вторых, процессы зернограничного проскальзывания изменяют величину деформации превращения и критических напряжений при исследовании высокотемпературной сверхэластичности. Максимальные значения обратимых деформаций, индуцированных внешними приложенными напряжениями и магнитным полем, получены на монокристаллах [1, 5, 6]. В-третьих, в поликристаллах границы зерен являются дефектными местами, следовательно, местами преимущественного зарождения кристаллов мартенсита [16, 19, 52]. Это осложняет интерпретацию результатов по развитию мартенситных превращений. В поликристаллических материалах при высокотемпературных испытаниях и термообработках выделение частиц второй фазы происходит неоднородно вдоль границ зерен, в отличие от монокристаллов. Использование монокристаллов позволяет исключить влияние границ зерен на развитие МП и распределение дисперсных частиц в кристаллах при старении, выяснить роль частиц различного размера в формирован™ функциональных свойств и закономерностей развития Ь2\-\0М-14М-Ыо МП. Как показано на поли- и монокристаллах Т1№, сплавах на основе железа, за счет изменения размера частиц можно управлять механизмом взаимодействия кристаллов мартенсита с дисперсными частицами -включение когерентных частиц в кристаллы мартенсита или генерация вариантов мартенсита вблизи границ крупных частиц размером более 100 нм, повышать прочностные свойства высокотемпературной фазы [53].

Подобных исследований механических и функциональных свойств монокристаллов МБеОа и №РеОаСо проведено не было, что связано с трудностью получения крупных кристаллов. На момент постановки задачи была известна всего одна работа по исследованию механических свойств, термоупругих мартенситных превращений под нагрузкой в монокристаллах №РеОа, которая показывает высокую эффективность использования этих монокристаллов [27]. Технология роста по методу Бриджмена позволяет получать монокристаллы №РеОа и МШеваСо крупных размеров.

Цель работы. Выяснить закономерности развития термоупругих МП, исследовать зависимость эффекта памяти формы и сверхэластичности, критических напряжений образования мартенсита, механического гистерезиса от ориентации кристалла, способа деформации - растяжения/сжатия и температуры старения в монокристаллах Т^^Бе^Оаг? и Ми9Ре180а27Соб (ат.%).

Данные исследования необходимы для развития теории термоупругих мартенситных превращений, получения новых данных о закономерностях мартенситных превращений в ферромагнитных сплавах и для разработки физических принципов конструирования ферромагнитных монокристаллов на основе сплавов МБеОа и МРеваСо с оптимальным комплексом механических и функциональных свойств.

Экспериментальное исследование функциональных и механических свойств монокристаллов ферромагнитных сплавов №54ре190а27 и Мь^Ре^ОагтСоб (ат.%) в однофазном и гетерофазном состояниях в зависимости от способа деформации, ориентации и режима термической обработки позволило получить ряд новых, не отмеченных в литературе данных.

Впервые исследована последовательность Ы\-\АМ-Ь\о МП в зависимости от ориентации, способа деформации и температуры испытания на монокристаллах №54ре190а27 и Ыц9ре18Са27Соб (ат.%). Экспериментально установлена ориентационная зависимость и асимметрия критических напряжений образования мартенсита при изменении способа деформации в монокристаллах И^Ре^Оаг? и ТчЩдРе^ОагтСоб (ат.%). Впервые дано теоретическое обоснование зависимости критических напряжений образования мартенсита от способа деформации - растяжения/сжатия, основанное на обобщенном уравнении Клапейрона - Клаузиуса, где учитывается дополнительный вклад в деформацию превращения, связанный с разницей эффективных модулей упругости аустенита и мартенсита и высоким уровнем критических напряжений образования мартенсита.

Впервые на монокристаллах №54ре19Оа27 и ^эРе^ОагтСоб проведено исследование последовательности Ь2\ААМ-Ыо МП в зависимости от температуры испытания, уровня приложенных напряжений, ориентации и способа деформации. В исходных монокристаллах №54Ре19Са27 и Г^9ре180а27Соб (ат.%) во всех исследованных ориентациях при растяжении и сжатии в температурном интервале от М3 до 330 К 360 К имеет место последовательность Ь2]-\4М-Ь\о мартенситных превращений, которая при повышении температуры Т > 360 К меняется на Ь21-Ь1о. Выяснены условия появления стадийности на зависимости асг(7) при М,<Т< Мс1 в зависимости от ориентации и способа деформации: одна стадия наблюдается, если деформация превращения Ь2\-\АМравна деформации 1 -X1 о превращения для данной ориентации и способа деформации, две стадии имеют место, если деформация превращения для £21-14Моказывается меньше, чем для Ы\-Ыо превращения.

Впервые обнаружена высокотемпературная СЭ в температурном интервале от 300 К до 720 К в монокристаллах №54ре190а27 и №49ре180а27Соб (ат.%). Выяснены необходимые условия для проявления высокотемпературной СЭ в широком интервале температур: сочетание высоких прочностных свойств высокотемпературной фазы и низких критических напряжений образования мартенсита под нагрузкой осг, которые слабо увеличиваются с ростом температуры а = с1ъсМТ = 0,5 0,6 МПа/К. Эти условия реализуются при растяжении монокристаллов №54Ре190а27 и ТЧь^Ре^ОагтСоб (ат.%), ориентированных вдоль [001]- и [012]-направлений, в которых на зависимости критических напряжений от температуры осг(Т) наблюдаются стадии с различными значениями а = £/осЛ/Г.

Установлена немонотонная зависимость величины механического гистерезиса от температуры испытания в монокристаллах №54ре190а27 и №49ре180аг7Соб (ат.%), ориентированных вдоль [001]- и [012]-направлений, при деформации растяжением. Впервые обнаружено аномальное уменьшение механического гистерезиса до 1-^5 МПа в монокристаллах №54ре19Са27 и М^Ре^ОагуСоб (ат.%) при деформации растяжением.

Экспериментально показано, что отжиги монокристаллов №54ре19Са27 (ат.%) при Т > 773 К приводят к выделению частиц у-фазы размерами от 30 нм до 25 мкм. Частицы более 300 нм приводят к изменению последовательности МП от И\-\4М-Ыо к В2-Ь1 о, увеличению значений коэффициента деформационного упрочнения, изменению морфологии мартенсита охлаждения (измельчению кристаллов), появлению сильной зависимости механического гистерезиса от величины заданной деформации.

Вся совокупность экспериментальных данных позволяет предложить физические модели развития обратимых термоупругих мартенситных превращений в однофазных и гетерофазных монокристаллах №РеОа и №РеОаСо при охлаждении/нагреве и под действием нагрузки.

В связи с вышеизложенным на защиту выносятся следующие положения:

1. Экспериментально обнаруженная зависимость критических напряжений образования мартенсита, стадийности развития Ь2\-ЫМ-Ыо мартенситных превращений под нагрузкой, величины эффекта памяти формы и сверхэластичности от ориентации и способа деформации - растяжения/сжатия, в монокристаллах ферромагнитных сплавов №54Ре190а27 и 1^9ре18Са27Соб (ат.%). Теоретическое обоснование зависимости критических напряжений образования мартенсита от ориентации и способа деформации - растяжения/сжатия, основанное на обобщенном уравнении Клапейрона - Клаузиуса с учетом разницы эффективных модулей упругости аустенита и мартенсита.

2. Впервые обнаруженная сверхэластичность в температурном интервале от 300 К до 720 К в монокристаллах ферромагнитных сплавов №54ре190а27 и ^^Ре^ОагуСоб (ат.%). Условия для наблюдения высокотемпературной сверхэластичности в широком интервале температур определяются сочетанием высокопрочного состояния аустенитной фазы, низких критических напряжений образования мартенсита под нагрузкой и их слабым увеличением с ростом температуры и достигаются за счет выбора ориентации вдоль [001]- и [012]-направлений и способа деформации растяжением.

3. Закономерности изменения величины механического гистерезиса с ростом температуры испытания в зависимости от ориентации кристалла и способа деформации -увеличения, немонотонный характер изменения и постоянство механического гистерезиса в монокристаллах ферромагнитных сплавов Ni54Fei9Ga27 (ат.%) и Ni49FeigGa27Co6 (ат.%). Уменьшение механического гистерезиса до 1-^5 МПа в температурном интервале 370 К н- 470 К при деформации растяжением в монокристаллах, ориентированных вдоль [001 ]-направления.

4. Экспериментально установленные в состаренных монокристаллах Nis4Fei9Ga27 (ат.%) закономерности изменения температур мартенситных превращений, морфологии кристаллов мартенсита, последовательности развития L2\(B2)-l4M-L\o мартенситных превращений под нагрузкой, величины механического гистерезиса в зависимости от кристаллической структуры высокотемпературной фазы и механизмов взаимодействия кристаллов мартенсита с дисперсными частицами у-фазы различного размера - включение когерентных наноразмерных частиц в кристаллы мартенсита или генерация вариантов мартенсита вблизи поверхности раздела «частица - матрица» при увеличении размера частиц более 100 нм.

Диссертация состоит из введения, трех глав, выводов и библиографического списка; содержит 195 страниц, включая 134 рисунка и 27 таблиц.

выводы

1. Экспериментально показано, что в монокристаллах NÍ54Fei9Ga27 и NÍ49FeisGa27Co6 (ат.%) после роста при охлаждении/нагреве в свободном состоянии наблюдаются термоупругие L2\-\AM мартенситные превращения, которые характеризуются малыми температурными интервалами прямого и обратного превращения A\=MS-Mf, Дг= -As -Af= 1 ^ 5 К, малым термическим гистерезисом ДГ= 9 ^ 12 К и являются переходами первого типа (As > Ms). Выделение дисперсных частиц у-фазы размером от 20 нм до 25 мкм приводит к измельчению кристаллов мартенсита по сравнению с монокристаллами после роста, росту Ai и Д2 до 20(±2) К, увеличению запасенной упругой энергии, и мартенситные превращения становятся переходами второго типа (As< Ms).

2. В монокристаллах NÍ54Fei9Ga27 и NLt9Fei8Ga27Co6 (ат.%) после роста при температурах вблизи Ms под нагрузкой обнаружена последовательность L2\-\4M-Llo мартенситных превращений. Расчет деформации решетки при L2\-L\о мартенситных превращениях дает близкие значения к экспериментальной максимальной величине эффекта памяти формы для всех исследованных в работе ориентаций при растяжении и сжатии.

3. Температурная зависимость критических напряжений образования мартенсита oct(T) в интервале температур MS<T< Mj определяется ориентацией кристалла, способом деформации - растяжением/сжатием и описывается обобщенным уравнением Клапейрона -Клаузиуса, учитывающим влияние ориентации, способа деформации, уровня приложенных напряжений и различие модулей упругости высокотемпературной фазы и мартенсита на деформацию превращения.

4. В исходных монокристаллах Ni54Fei9Ga27 и NÍ49Fei8Ga27Co6 (ат.%) во всех исследованных ориентациях при растяжении и сжатии в температурном интервале от Ms до 330 К 360 К имеет место последовательность L2i-14M-Llo мартенситных превращений, которая при Т > 360 К меняется на L2\-L\q. Выяснены условия появления стадийности на зависимости асг(7), связанные со сменой последовательности мартенситных превращений при MS<T<M[] в зависимости от ориентации и способа деформации: одна стадия наблюдается, если деформация превращения L2i-14M равна деформации превращения для L2\-L\o, две стадии имеют место, если деформация превращения для L2]-14M меньше, чем для L2\-Llo превращения.

5. Температурный интервал развития сверхэластичности в монокристаллах NÍ54Fei9Ga27 и NÍ49Fei8Ga27Co6 (ат.%) после роста зависит от ориентации и способа деформации. Впервые в [001]- и [012]-монокристаллах при растяжении обнаружен аномально большой температурный интервал сверхэластичности от 300 К до 720 К.

Сформулированы условия для наблюдения высокотемпературной сверхэластичности: 1) сочетание высокого уровня критических напряжений пластического течения высокотемпературной фазы осг(М,'¡¡) и низких критических напряжений образования мартенсита <5СГ(МХ): <5а(Мс1)/асг(Мх) > 80; 2) низкие значения величины а = с/осг/сИ, которая описывает рост напряжений образования мартенсита с температурой. Высокие значения а. = с1<5сг1с1Т в [001]-, [011]-, и [012]-монокристаллах при сжатии и [011]-кристаллах при растяжении приводят к узкому интервалу развития высокотемпературной сверхэластичности от 373 К до 473 К.

6. Экспериментально установлена немонотонная зависимость величины механического гистерезиса Да от температуры испытания в [001]-, [012]-ориентациях кристаллов №54ре19Са27 и №49Ре^вагтСоб (ат.%). Показано, что в интервале температур от 340 К до 420 К механический гистерезис уменьшается от 35 (±0,5) МПа до 1-^5 (±0,5) МПа, а затем возрастает при Т~ 520 К до ~ 300 МПа.

Предполагается, что аномально низкие значения рассеянной энергии связаны с влиянием внешних напряжений на постоянные решеток ¿21-фазы и /Ло-мартенсита и существованием тройной точки на фазовой диаграмме асг(7).

7. Экспериментально показано, что дисперсные частицы у-фазы, образующиеся при старении, приводят к изменению закономерностей развития мартенситных превращений при растяжении и сжатии в [011]-монокристаллах №54ре190а27 (ат.%) по сравнению с исходными кристаллами после роста: выделение дисперсных частиц размером до 35 нм и объемной долей 2 (±0,3) % сохраняет последовательность превращений Ь2\-ЫМ-Ыо, не изменяет вида кривых а(в) с низким коэффициентом деформационного упрочнения 0 = с1Ыс1г. Дисперсные частицы наследуются кристаллами мартенсита без изменения условий зарождения и роста мартенсита; выделение крупных частиц размером более 300 нм и объемной долей 4-^-5 (±0,3) % приводит к изменению последовательности мартенситных превращений от Ь2\-\4М-Ыо к В2-Ыо, увеличению значений коэффициента 0 = с/а/с/е. Дисперсные частицы являются источниками зарождения нескольких вариантов мартенсита, и это, в свою очередь, определяет «турбулентный» характер мартенситных превращений, развитие превращения в одну стадию.

1. Ullakko К., Huang J. К., Kantner С., R. O'Handley С., Kokorin V. V. Large magnetic-field-induced strains in Ni2MnGa single crystals // Applied Physics Letters. 1996. - V.69. - № 13. - P. 1966.

2. Sozinov A, Likhachev A. A., Lanska N., Ullakko K. Giant magnetic-field-induced strain in NiMnGa seven-layered martensitic phase // Applied Physics Letters. 2002. - V. 80. - P. 1746.

3. Васильев A.H. Бучельииков В.Д., Такаги Т., Ховайло В.В., Эстрин Э.И. Ферромагнетики с памятью формы // Успехи физических наук. 2003. Т. 173. №6. С. 577-608.

4. Бучельников В.Д., Васильев А.Н., Коледов В.В., Таскаев С.В., Ховайло В.В., Шавров В.Г. Магнитные сплавы с памятью формы: фазовые перехода и функциональные свойства // Успехи физических наук. 2006. - Т. 176. - № 8.

5. Karaca Н.Е., Karaman I., Basaran В., Chumlyakov Yu. I., Maier H.J. Magnetic field and stress induced martensite reorientation in NiMnGa ferromagnetic shape memory single crystals // Acta Materialia. 2006. - V.54. - No. 1. - P. 233-245.

6. Karaca H.E., Karaman I., Basaran В., Lagoudas D.C, Chumlyakov Y.I., Maier H.J. On the stress-assisted magnetic-field-induced phase transformation in Ni2MnGa ferromagnetic shape memory alloys // Acta Materialia. 2007. - V.43.- No. 11.- P.4189-4199.

7. James R. D., Wuttig M. Magnetostriction of martensite // Philosophical Magazine A. 1998. -77. -P. 1273.

8. Gejima F., Sutou Y., Kainuma R., Ishida K. Magnetic transformation of Ni2AlMn heuslertype shape memory alloys // Metallurgical and Materials Transactions. A. 1999. - V. 30. - P. 2721.

9. Wutting M., Li J., Craciunescu C. A new ferromagnetic shape memory alloy system // Scripta Materialia. 2001. - V. 44. - P. 2393.

10. Oikawa K., Wulff L., Iijima Т., Gejima F., Ohmori Т., Fujita A., Fukamichi K., Kainuma R., Ishida K. Promising ferromagnetic Ni-Co-Al shape memory alloy system // Applied Physics Letters.2001.-V. 79.-P. 3290.

11. Morito H., Fujita A., Fukamichi K., Kainuma R., Ishida K., Oikawa K. Magnetocrystalline anisotropy in single-crystal Co-Ni-Al ferromagnetic shape-memory alloy // Applied Physics Letters.2002. -V. 81.-N. 9.-P. 1657.

12. Отцука К., Симидзу К., Судзуки Ю., Сэкигути Ю., Тадаки Ц., Хомма Т., Миядзаки С. Сплавы с эффектом памяти формы. М: Металлургия. 1990. - 222 с.

13. Otsuka К., Wayman С.М. Shape memory materials. Cambridge University PRESS. 1998.284 p.

14. Martensite / Edited by Olson B.B, Owen W.S. ASM International. - 1992. - 330 p.

15. Лободюк В.А., Эстрин Э.И. Мартенситные превращения. М.: ФИЗМАТЛИТ. - 2009.352 с.

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

17. Медицинские материалы и имплантанты с памятью формы / Гюнтер В.Э., Дамбаев Г.Ц., Сысолятин П.Г. и др. Томск: Изд.Томского университета. 1998. - 486 с.

18. Никелид титана. Медицинский материал нового поколения / Гюнтер В.Э., ХоДоренко В.Н., Ясенчук Ю.Ф., Чекалкин Т.Л., Овчаренко В.В., Клопотов А.А. и др. Томск: Изд. Томского университета. 2006. - 296 с.

19. Воронов В.К. Современная физика: конденсированное состояние: учебное пособие. Москва: Изд-во ЛКИ. 2008. - 336 с.

20. Enkovaara J., Ayuela A., Zayak А.Т., Entel P., Nordstrom L., Dube M., Jalkanen J., Impola J., Nieminen R.M. Magnetically driven shape memory alloys // Materials Science and Engineering A. -2004.-V. 378.-P. 52-60.

21. Schlagel D. L., Wu Y. L., Zhang W., Lograsso T. A., Chemical segregation during bulk single crystal preparation of Ni-Mn-Ga ferromagnetic shape memory alloys // Journal of Alloys and Compounds. 2000. - V. 77. - P. 312.

22. Webster P.J., Ziebeck K.R., Town S.L., Peak M.S. Magnetic order and phase transformation in№2MnG // Philosophical Magazine. 1984. - V. 49. - P. 295-310.

23. Cesari E., Pons J., Segui C., Chernenko V.A., Moraviec H., Stro D. New ferromagnetic shape memory alloy systems// Applied Crystallography. World Scientific, Singapore. - 2004. - pp. 128— 133.

24. Liu Z.H., Wu G.H., Liu Y. Stress-induced martensitic transformation of a Ni54Fei9Ga27 single crystal in compression //Intermetallics. 2006. - V.14. - P. 1493-1500.

25. Oikawa K., Ota Т., Ohmori Т., Tanaka Y., Morito H., Fujita A., Kainuma R., Fukamichi K., Ishida K. Magnetic and martensitic phase transitions in ferromagnetic Ni-Ga-Fe shape memory alloys // Applied physics letters. 2002. - V.81. - № 27. - P.5201-5203.

26. Sutou Y., Kamiya N., Omori Т., Kainuma R., Ishida K. Stress-strain characteristics in Ni-Ga-Fe Ferromagnetic Shape Memory Alloys // Applied physics letters. V.84. - 2004. - P. 1275-1277.

27. Oikawa K., Ota Т., Sutou Y., Ohmori Т., Kainuma R., Ishida K. Magnetic and Martensitic Phase Transformations in a Ni54Ga27Fei9 Alloy // Materials Transactions. 2002. - V.43. - P.2360-2362.

28. Morito H., Fujita A., Fukamichi K., Kainuma R., Ishida K., Oikawa K. Magnetocrystalline Anisotropy in a Single Crystal Fe-Ni-Ga Ferromagnetic Shape Memory Alloy // Materials Transactions. 2003. - V. 44. - P.661-664.

29. Omori T., Kamiya N., Sutou Y., Oikawa K., Kainuma R., Ishida K. Phase transformations in Ni-Ga-Fe ferromagnetic shape memory alloys // Materials Science and Engineering A 378. 2004. -P.403-408.

30. Segui C., Pons J., Cesari E., Dutkiewicz J. Low-temperature behaviour of Ni-Fe-Ga shape-memory alloys // Materials Science and Engineering. A. 2006. - V.438-440. - P.923-926.

31. Liu Z.H., Zhang M., Cui Y.T., Zhou Y.Q., Wang W.H., Wu G.H., Zhang X.X., Xiao G. Martensitic transformation and shape memory effect in ferromagnetic Heusler alloy N^FeGa // Applied physics letters. 2003. - V.82. - P.424.

32. Li Y., Jiang C., Liang T., Ma Y., Xu H. Martensitic transformation and magnetization of Ni-Fe-Ga ferromagnetic shape memory alloys // Scripta Materialia. 2003. - V.48. - P. 1255.

33. Hamilton R.F., Efstathiou C., Sehitoglu H., Chumlyakov Y. Thermal and stress-induced martensitic transformations in NiFeGa single crystals under tension and compression // Scripta Materialia. 2006. - V. 54. - Is. 3. - P. 465-469.

34. Masdeu F., Pons J., Segui C., Cesari E., Dutkiewicz J. Some features of Ni-Fe-Ga shape memory alloys under compression // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. 2005. - V. 290291. - P.2. - P. 816-819.

35. Hamilton R.F., Sehitoglu H., Efstathiou C., Maier H.J. Inter-martensitic transitions in Ni-Fe-Ga single crystals // Acta Materialia. 2007. - V.55. - Is. 14. - P.4867-4876.

36. Morito H., Fujita A., Oikawa K., Ishida K., Fukamichi K., Kainuma R. Stress-assisted magnetic-field-induced strain in Ni-Fe-Ga-Co ferromagnetic shape memory alloys // Applied physics letters. 2007. - V.90. - P.201-203.

37. Santamarta R., Font J., Muntasell J., et al. Effect of atomic order on the martensitic transformation of Ni-Fe-Ga alloys // Scripta Materialia. 2006. V.54. - N. 12. - P. 1985-1989.

38. Chen P., Zhang X.X. Martensitic phase transformation in single crystal Ni54Fei9Ga27 // Solid State Communications. 2007. - V. 143. - P. 255-259.

39. Efstathiou С., Sehitoglu H., Carroll J., Lambros J., Maier H.J. Full-field strain evolution during intermartensitic transformations in single-crystal NiFeGa // Acta Materialia. 2008. - V.56. -P.3791-3799.

40. Morito H., Oikawa K., Fujita A., Fukamichi K., Kainuma R., Ishida K. Enhancement of magnetic-field-induced strain in Ni-Fe-Ga-Co Heusler alloy // Scripta Materialia. 2005. - V.53. -P. 1237-1240.

41. Zheng H., Xia M., Liu J., Huang Ya., Li J. Martensitic transformation of (N¿55 3Fen 6Ga27 i)ioo-xCox magnetic shape memory alloys // Acta Materialia. 2005. - No.55. - P.5125-5129.

42. Morito H., Fujita A., Oikawa K., Fukamichi K., Kainuma R., Kanomata Т., Ishida K. Magnetic anisotropy in Ni-Fe-Ga-Co ferromagnetic shape memory alloys in the single-variant state // Journal of Physics: Condensed Matter. 2009. - V. 21. - P. 076001.

43. Liu Z.H. Martensitic transformation and magnetic propertiesof Heusler alloy Ni-Fe-Ga ribbon / Z.H. Liu, H. Liu, X.X. Zhang, M. Zhang, X.F. Dai, H.N. Hu, J.L. Chen, G.H. Wu // Physics Letters A. 2004. - V. 329. - P. 214 - 220.

44. Efstathiou Ch., Sehitoglu H., Kurath P., Foletti S., Davoli P. Fatigue response of NiFeGa single crystals // Scripta Materialia. 2007. - V. 57. - P. 409-412.

45. Hamilton R.F., Sehitoglu H., Efstathiou C., Maier H.J. Mechanical response of NiFeGa alloys containing second-phase particles // Scripta Materialia. 2007. - V. 57. - P. 497^499.

46. Imano Y., Omori Т., Oikawa K., Sutou Y., Kainuma R., Ishida K. Martensitic and magnetic transformations of Ni-Ga-Fe-Co ferromagnetic shape memory alloys // Materials Science and Engineering A. 2006. - V. 438-440. - P. 970-973.

47. Picornell C., Pons J., Cesari E., Dutkiewicz J. Thermal characteristics of Ni-Fe-Ga-Mn and Ni-Fe-Ga-Co ferromagnetic shape memory alloys // Intermetallics. 2008. - V. 16. P. 751-757.

48. Кокорин В.В. Мартенситные превращения в неоднородных твердых растворах. Киев: Наук. Думка, 1987,- 168 с.

49. Панченко Е.Ю. Закономерности термоупругих мартенситных превращений, механизмы эффекта памяти формы и сверхэластичности в гетерофазных монокристаллах никелида титана. Дисс. на соиск. ст. канд. наук. 2004. Томск. ТГУ.

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

51. Miyazaki S., Kimurat S., Otsuka K. Shape-memory effect and pseudoelasticity associated with the R-phase transition in Ti-50-5at.%Ni single crystals // Philosophical Magazine. 1988. - Vol. 57. - No, 3.-P 467-478.

52. Варлимонт X. и Дилей Jl. Мартенситные превращения в сплавах на основе меди и золота. М. Наука. - 1980 г. - 198 с.

53. Miyazaki S., Otsuka К., Wayman С.М. Self-accommodation of variants in Ti-Ni alloys // MRS Int'l. Mtg. on Adv. Mats. 1989. - V.9. - P.93-99.

54. Madangopal K., Singh J., Benerjee. Self-accommodation in Ni-Ti shape memory alloys // Scripta Metallurgical 1991,- V. 25. P. 2153-2158.

55. Miyazaki S., Otsuka K., Wayman C.M The shape memory mechanism associated with the martensitic transformation in Ti-Ni alloys -1. Self-accommodation // Acta Metallurgica.- 1989.-V.37-No7.-P. 1873-1884.

56. Wollants P., Roos J. R., Delaey L. Thermally and stress-induced thermoplastic martenstic transformation in the reference frame of equilibrium thermodynamics // Progress in Materials Science. 1993.-V.37,- P.227-288.

57. Плотников В.А. Накопление и диссипация нехимической энергии при термоупругих мартенситных превращениях // Физика Металлов и Металловедение 1999 - Т.88.- № 4- С.91-100.

58. Паскаль Ю.И., Монасевич JT.A. Феноменологические характеристики мартенситного гистерезиса // Известия вузов. Физика. 1978. -№11.- С.98-103.

59. Salzbrenner R.J., Cohen М. On the thermodynamics of thermoelastic martensitic transformatios // Acta Metall.-1979.-Vol.27 No.5 - P.739-748.

60. Delville R., Kasinathan S., Zhang Z., Humbeeck J., James R., Schryvers D. Transmission electron microscopy study of phase compatibility in low hysteresis shape memory alloys Philosophical Magazine.-2010.-V. 90.-N. 1-4.-P. 177-195.

61. Ball J.M., James R.D. Proposed experimental tests of the theory of fine micro structure and the two-well problem // Philosophical Transactions of the Royal Society. 1992 . - V. 338. - P.389-446.

62. Ball J.M., James R.D. Fine phase mixtures as minimizers of energy // Archive for Rational Mechanics and Analysis 1987. - V. 100. - P. 13-52.

63. Zhang Z., James R. D., Miiller S. Energy barriers and hysteresis in martensitic phase transformations // Acta Materialia. 2009. V. 57. - P. 4332^352.

64. James, R. D., Zhang, Z. A way to search for multiferroic materials with 'unlikely' combinations of physical properties, in Magnetism and Structure in Functional Materials // Springer

65. Series in Materials Science. 2005. -V. 79. - P. 159.

66. Бойко B.C., Гарбер Р.И., Косевич A.M. Обратимая пластичность кристаллов. М.: Наука, - 1991.-280 с.

67. Liu Y., Favier D., Orgeas L. Influence of Elastic Energy on the Unloading Behavior of NiTi Shape Memory Alloys // Journal de Physique IV. 1995. - V.5. - P.593-598.

68. Чумляков Ю.И., Ефименко С.П., Киреева И.В., Панченко Е.Ю., Сехитоглу X., Галл К., ЯЯ JL. Эффекты памяти формы в стареющих монокристаллах никелида титана. // Доклады академии наук. 2001. - Т.381. - №5. - С.610-613.

69. Grummon D.S., Hou Li., Zhao Z.,Репсе T.J. Progress on Sputter-Deposited Thermotractive Titanium-Nickel films// Journal de Physique IV. 1985. - V.5. - P.665-670.

70. Bucheit T.E, Kumpf S.L., Wert J.A. Modeling the stress-induced transformation behavior of shape memory alloy single crystals // Acta Metallurgica et Materialia. 1995. - V.43. - №11. -P.4189-4199.

71. Liu Y., Houver I., Xiang H., et al. Strain dependence of pseudoelestic hyster NiTi// Metallurgical and materials transactions A. 1999. - V. 30. - A. 1275-1282.

72. Хачин B.H. Мартенситная неупругость B2 соединений титана: Дис. док. ф.-м. наук. Томск. 1987. 278 с.

73. Liu Y., Yang Н. Strain dependence of the Clausius-Clapeyron relation for thermoelastic martensitic transformations in NiTi // Smart Materials and Structures. 2007. - V. 16. - S22-S27.

74. Liu Y., Mahmud A., Kursawe F., Nam T. Effect of pseudoelastic cycling on the Clausius-Clapeyron relation for stress-induced martensitic transformation in NiTi // Journal of Alloys and Compounds. 2008. - V. 449. - Is. 1-2. - P. 82-87.

75. Liu Y., Tan G.S. Effect of deformation by stress-induced martensitic transformation on the transformation behaviour of NiTi // Intermetallics. 2000. - V. 8. - P. 67-75.

76. Tan G., Liu Y. Comparative study of deformation-induced martensite stabilisation via martensite reorientation and stress-induced martensitic transformation in NiTi // Intermetallics. 2004. - V. 12.-P. 373-381.

77. Liu Y., Yang H. The concern of elasticity in stress-induced martensitic transformation in TiNi // Materials Science and Engineering, 1999. A 260. - P. 240-245.

78. Aizu K. Possible Species of Ferromagnetic, Ferroelectric, and Ferroelastic Crystals //Physical Review B. 1970. - V. 2. - № 3 . - P. 754.

79. Karaca H.E. Magnetic field induced phase transformation and variant reorientation in N^MnGa and NiMnCoIn magnetic shape memory alloys. PhD Dissertation. Texas A&M University.2007. 141 p.

80. Kiefer B., Lagoudas D. C. Magnetic field-induced martensitic variant reorientation in magnetic shape memory alloys // Philosophical Magazine. 2005. - V.85. -N.33-35. - P.4289-4329.

81. Straka L., Heczko O., Ullakko K., Magn J. Investigation of Magnetic Anisotropy of Ni-Mn-Ga Seven-Layered Orthorhombic Martensite // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. 2004. - V.272. - P.2049-2050.

82. James RD, Tickle R, Wuttig M. Large field-induced strains in ferromagnetic shape memory materials // Materials Science and Engineering: A. 1999. - P. 273-275.

83. Ge Y., Heczko O., Soderberg O., Lindroos V.K. Various magnetic domain structures in a Ni-Mn-Ga martensite exhibiting magnetic shape memory effect // Journal of Applied Physics. 2004. V.96.-P. 2159.

84. Myazaki S., Imani T., Igo Y., Effect of Cyclic Deformation onthe Pseudoelasticity Characteristics ofNi-Ti Alloys // Metall. Trans. 1986. - V. 17 A. - P. 115

85. Tan C., Tian X., Cai W. Martensitic transformation of TiNiPd high-temperature shape memory alloys: A first-principles study // Physica B: Condensed Matter. 2009. - V. 404. - N. 20. -P. 3662-3665.

86. Wuttig, M., L. Liu, K. Tsuchiya, R.D. James, 2000, J. Appl. Phys., Vol. 87, p. 4707 T. Kakeshita, T.Fukuda. Giant magnetostriction in Fe3Pt and FePd ferromagnetic shape memory alloys // Materials Sciece Forum. 2002. - V. 394-395. - P.531-536.

87. Liu J., Scheerbaum N., Hinz D., Gutfleisch O. Martensitic transformation and magnetic properties in Ni-Fe-Ga-Co magnetic shape memory alloys // Acta Materialia. 2008. V. 56. P. 3177— 3186.

88. Okiawa K., Omori T., Sutou Y., Morito H., Kainuma R., Ishida K. Phase Equilibria and Phase Transition of the Ni-Fe-Ga Ferromagnetic Shape Memory Alloy System // Metallurgical And Materials Transactions A. 2007. - V. 38A. - P. 767.

89. Santamarta R., Font J., Muntasell J., Masdeu F., Pons J., Cesari E., Dutkiewicz J. Effect of ageing on the martensitic transformation of Ni-Fe-Ga alloys. // Scripta Materialia, 2006. V.438-440-P.919-922.

90. Hornbogen E., Mertinger V.,Wurzel D. Microstructure and tensile properties of two binary NiTi-alloys // Scripta Materialia.- 2001,- V. 44. P. 171-178.

91. Металлы с эффектом памяти формы: Справ.изд. в 4х томах / Под ред. Лихачева В.А. СПб.: Изд-во НИИХ СпбГУб. 1998. - 4т.

92. Chen, F.; Meng, X. L.; Cai, W.; Zhao, L. C.; Wu, G. H. Martensitic transformation and shape memory effect of a Ni Fe Ga polycrystalline alloy // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. -V. 302.-N. 2.-P. 459-462.

93. Majumdar S., Sharma V.K., Manekar M., Kaul Rakesh, Sokhey K.J.S., Roy S.B., Chaddah P. Magnetic and martensitic transitions in Ni-Fe-Ga alloy // Solid State Communications. 2005. - V. 136.-N. 2.-P. 85-88.

94. Зайдель A.H. Элементарные оценки ошибок измерений,- M: Наука. 1968. - 96 с.

95. Тойберт П. Оценка точности результатов измерений. М.: Энергоатомиздат, 1988.88 с.

96. Liu J., Scheerbaum N., Hinz D., Gutfleisch О. A high-temperature coupling of martensitic and magnetic transformations and magnetic entropy change in Ni-Fe-Ga-Co alloys // Scripta Materialia. 2008. -V. 59. - P. 1063-1066.

97. Yu H.J., Zu X.T., Fu H., Zhang X.Y., Wang Z.G. Effect of annealing and heating/cooling rateonthetransformationtemperaturesofNiFeGa alloy // Journal of Alloys and Compounds. -2009. V.470. P. 237-240.

98. Liu J., Scheerbaum N., Hinz D., Gutfleisch O. Martensitic transformation and magnetic properties in Ni-Fe-Ga-Co magnetic shape memory alloys // Acta Materialia. 2008. - V. 56. - P. 3177-3186.

99. Горелик С.С., Скаков Ю.А., Расторгуев Л.H. Рентгенографически и электронно-оптический анализ. Учеб. Пособие для вузов. М.: «МИ СИ С». - 2002. - 360 с.

100. Савицкая Л.К. Методы рентгеноструктурных исследований. Уч. Пособ. Томск: Том. гос. ун-т.-2003.-258 с.

101. Zhang H.R., Ma С., Tian H.F., Wu G.H., Li J.Q. Martensitic transformation of Ni2FeGa ferromagnetic shape-memory alloy studied via transmission electron microscopy and electron energy-loss spectroscopy // Physical review B. 2008. - V. 77. - 214106.

102. Shapiro S.M., Yang B.X., Noda Y., Tanner L.E., Schryvers D. // Physical Review B. -1991.-V. 44.-P. 9301.

103. Zheludev A., Shapiro S. M., Wochner P., Schwartz A., Wall M., Tanner L. E. // Physical Review B. 1995. -V. 51.-P. 11310.

104. Пушин В.Г., Кондратьев В.В., Хачин В.H. Предпереходные явления и мартенситные превращения. Екатеринбург. УрО РАН. - 1998. - 364.

105. Лободюк В. А., Коваль Ю. Н., Пушин В. Г. Кристаллоструктурные особенностипредпереходных явлений и термоупругих мартенситных преварщений в сплавах цветных металлов // Физика металлов и металловедение. 2011. - Т. 111. - № 2. - С. 169-194.

106. Журавлев В.Н., Пушин В.Г. Сплавы с термомеханической памятью и их применение в медицине. Екатеринбург: УрО РАН, 2000.-150с.

107. Otsuka К., Ren. X. Martensitic transformation in NiAl // Physical review B. 2008. - V. 55.-212351.

108. Kaufmann S., Niemann R., Thersleff Т., RoBler U.K., Heczko O., Buschbeck J., Holzapfel В., Schultz L., Fahler S. Modulated martensite: Why it forms and why it deforms easily // New Journal of Physics.-2011.-V. 13-P. 053029.

109. Kaufmann S., RoBler U.K., Heczko O., Wuttig M., Buschbeck J., Schultz L., Fahler S. Adaptive Modulations of Martensites // Physical Review Letters. 2010. - V. 104. - P. 145702.

110. Травин O.B., Травина H.T. Структура и механические свойства монокристаллов гетерофазных сплавов. М.: Металлургия. - 1985 . - 184с.

111. Гринберг Б.А., Сюткина В.И. Новые методы упрочнения упорядоченных сплавов. -М.: Металлургия. 1985. - 174 с.

112. Сурикова Н.С. Механизмы деформации и разрушения монокристаллов никелида титана. Дисс. на соиск. ст. канд. физ.-мат. наук. Томск. ТГУ. 2000

113. Otsuka К., Wayman С. М., Nakai К., Sakamoto Н., Shimizu К. Superelasticity effects and stress-induced martensitic transformations in Cu-Al-Ni alloys // Acta Metallurgica. 1976. - V.24. -N. 3. P. 207-226.

114. Otsuka K., Sakamoto H., Shimizu K., Successive Stress-Induced Martensitic Transformations and Associated Transformation Pseudoelasticity in Cu-Al-Ni Alloys // Acta Metallurgica. 1979. - V. 27. - P. 385-601.

115. Ahlers, M., Martensite and Equilibrium Phases in Cu-Zn and Cu-Zn-Al Alloys // Progress in Materials Science. 1986. -V. 30.-P. 135-186.

116. Карпук М.М., Костюк Д.А., Шавров В.Г. Отражение и преломление акустических волн на границе диэлектрик-ферромагнитный сплав Гейслера // Физика металлов и металловедение.-2010.-Т. 110,-№2.-С. 138-150.

117. Sedlak P., Seiner Н., Landa М., Novak V., Sittner P., Manosa LI. Elastic constants of bcc austenite and 2H orthorhombic martensite in CuAINi shape memory alloy // Acta Materialia. 2005. -V. 53.-P. 3643-3661.

118. Feng Q., Nandy Т.К., Tryon В., Pollock T.M. Deformation of Ru-Al-Ta ternary alloys // Intermetallics. 2004. -V. 12. - P. 755-762.

119. Ibarra A., San Juan J., Bocanegra E.H., Caillard D., No M.L. "In situ" and "Post-mortem" ТЕМ study of the super-elastic effect in Cu-Al-Ni shape memory alloys // Materials Science and Engineering A. 2006. V. 438^140. - P. 787-790.

120. Copley S.M., Kear D.H. // Trans. AIME. 1967. - V. 239. - P.977-992.

121. Saka H., Zhu J.M., Kowase M., Nohara A., Imura T. The anomalous strength peak and transition of slip direction in (3-CuZn// Philosophical Magazine A. 1985. -V. 51. -N.3. - P.365-371.

122. Takasugi Т., Isumi O. Deformation of CoTi polysryctals // Journal of Materials Science. -1988.-V. 23.-P. 1265-1273.

123. Christian J.W. Some surprising features of the plastic deformation of body-centered cubic metals and alloys // Met. Trans. 1983. - V. 14 - N.7. - P. 1237-1256.

124. Yamaguchi M., Umakoshi Y. // Scripta Metallurgica. 1981. - V. 15 - N. 6. - P. 605610.

125. Панченко Е.Ю., Чумляков Ю.И., Овсянников A.B., Karaman I. Высокотемпературная сверхэластичность при B2-Llo мартенситных превращениях в кристаллах Со4о№ззА127// Письма в журнал технической физики. 2007,- Т. 33,- Вып. 13.- С. 32-39.

126. Фавстов Ю.К., Шульга Ю.Н., Разштадг А.Г. Металловедение высокодемпфирующих сплавов. М.: Металлурги я. - 1980. - 272 с.

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

128. Roytburd A.L., Slusker Ju. Equilibrium two-phase microstructure at phase transformation in a constrained solid// Materials Science and Engineering, Vol. A238, 1997, pp.23-31.

129. Roytburd A.L. Intrinsic Hysteresis of Superelastic Deformation // Proceedings of the International Symposium on Shape Memory Materials. Mayl999. Kanazawa, Japan.- Materials Science Forum Vols., 2000. P.389-392.

130. Lexcellent C., Blanc P., Creton N. Two ways for predicting the hysteresis minimisation for shape memory alloys // Materials Science and Engineering. 2008. - V. A 481-482. - P. 334-338.

131. Kustov S., Pons J., Cesari E., Van J. Pinning-induced stabilization of martensite. Part I: Stabilization due to static pinning of interfaces // Acta Mater. 2004. - V. 52. - P. 3075.

132. Takasugi Т., Kishino J., Smalmann R.E. Anomalous elongation behavior of stoichiometric NiAl single crystals at the intermediate temperatures // Acta Metallurgica. 1933. - V. 41. - P. 10091020.

133. Oikawa K., Omori Т., Kainuma R., Ishida K. Effects of annealing on martensitic and magnetic transitions of Ni-Ga-Fe ferromagnetic shape memory alloys // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. 2004. V. 272-276. - P. 2043-2044.

134. Nishida M., Wayman C.M. Electron Microcopy Studies of the "Premarrtensitic" Transformations in an Aged Ti-51at%Ni Shape Memory Alloy // Metallography. 1988 - V.21-P.255-273.

135. Ashby A.F. The deformation of plastically non-homogeneos materials // Philosophical Magazine-1970. V.21.-P. 399-424.

136. Hornbogen E., Mertinger V.,Wurzel D. Micro structure and tensile properties of two binary NiTi-alloys // Scripta Materialia.- 2001,- V. 44. P. 171-178.

137. Hornbogen E. The effect of variables on martensitic transformation temperatures// Acta Metallurgica. 1985,- V.33. - № 4. - P. 595-601.

138. Zheng H.X., Xia M.X., Liu J., Li J.G. Martensitic transformation of Ni-Fe-Ga magnetic shape memory alloys // Journal of Alloys and Compounds. 2004. - V. 385. - P. 144—147.

139. Ли M., Чумляков Ю.И., Коротаев А.Д. Двойникование в монокристаллах сплавов Cu-Ti-Al, содержащих когерентные частицы // Физика металлов и металловедение-1985-Т.59.-№4,- С.799-806.