Закономерности термоупругих мартенситных превращений и механизмы ориентационной зависимости функциональных свойств в монокристаллах однофазных и гетерофазных сплавов с B2(L21)-сверхструктурой тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

ПАНЧЕНКО ЕЛЕНА ЮРЬЕВНА

ЗАКОНОМЕРНОСТИ ТЕРМОУПРУГИХ МАРТЕНСИТНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ

И МЕХАНИЗМЫ ОРИЕНТАЦИОННОЙ ЗАВИСИМОСТИ ФУНКЦИОНАЛЬНЫХ СВОЙСТВ В МОНОКРИСТАЛЛАХ ОДНОФАЗНЫХ И ГЕТЕРОФАЗНЫХ СПЛАВОВ С В2(Ь2,)-СВЕРХСТРУКТУРОЙ

01.04.07 - Физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание учёной степени доктора физико-математических наук

І4і,;,Ч ¿013

Томск - 2013

005538070

Работа выполнена в федеральном государственном бюджетном образовательном учреждении высшего профессионального образования «Национальный исследовательский Томский государственный университет», в лаборатории физики высокопрочных кристаллов Сибирского физико-технического института имени академика В.Д. Кузнецова и на кафедре физики металлов физического факультета.

Научный доктор физико-математических наук, профессор

консультант: Чумляков Юрий Иванович

Официальные Прокошкин Сергей Дмитриевич

оппоненты: доктор физико-математических наук, профессор, федеральное

государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Национальный исследовательский технологический университет «МИСиС»", кафедра пластической деформации специальных сплавов, главный научный сотрудник

Лотков Александр Иванович, доктор физико-математических наук, профессор, федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Российской академии наук, заместитель директора по научной работе

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

Ведущая Федеральное государственное бюджетное образовательное

организация: учреждение высшего профессионального образования «Санкт-Петербургский государственный университет», г. Санкт-Петербург

Защита состоится 26 декабря 2013 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. Ленина, 36.

С диссертацией можно ознакомиться в Научной библиотеке Томского государственного университета.

Автореферат разослан октября 2013 г.

Ученый секретарь диссертационного совета

Киреева Ирина Васильевна

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Разработка физических принципов создания высокопрочных сплавов с термоупругими мартенситными превращениями (МП), способных испытывать значительные (до 10 %) обратимые деформации при изменении температуры, под воздействием внешних механических напряжений и магнитного поля, представляет важную научную и практическую задачу. К настоящему времени сплавы на основе Т1№ с В2-(11)-В19' МП подробно изучены в поликристаллическом состоянии и находят широкое практическое применение благодаря сочетанию больших обратимых деформаций при реализации эффекта памяти формы (ЭПФ) и сверхэластичности (СЭ) с высокой пластичностью, коррозионной стойкостью и биологической совместимостью.

Несмотря на уже разработанные общие закономерности, термодинамические и кристаллографические модели развития термоупругих МП в однофазных и гетеро-фазных сплавах, механизмы проявления ЭПФ, СЭ, постоянно возникают новые нерешенные проблемы как в области фундаментальных исследований термоупругих МП, так и прикладных разработок при создании новых высокопрочных материалов с заданными характеристиками функциональных свойств. Так, при исследовании нано-структурных и субмикрокристаллических поликристаллов обнаружены резкое увеличение температурного интервала развития прямого МП по сравнению с крупнозернистым состоянием [1] и аномально высокие обратимые деформации до 16 %, превышающие в 1.5 раза максимальный теоретический ресурс деформации при В2-В19' превращении для текстурированных поликристаллов [2]. Физические причины таких особенностей развития термоупругих МП в наноструктурных сплавах остаются невыясненными. Нерешенной до конца является проблема управления температурным и механическим гистерезисом при развитии МП под нагрузкой. Выполненный нами анализ дает основание полагать, что в высокопрочном состоянии величина механического гистерезиса Да может уменьшаться с ростом температуры испытания и уровня критических напряжений образования мартенсита, как это наблюдалось экспериментально в тонких пленках П№, содержащих дисперсные частицы Т13№4 [3]. К настоящему времени нет данных по систематическому исследованию механических и функциональных свойств - ЭПФ, СЭ - в новых ферромагнитных сплавах Со№А1, №РеОа(Со) с термоупругими В2(Ь2,)-(10М/14М)-Ы0 МП. Такие сплавы способны преобразовывать сигнал в форме тепловых, механических и магнитных полей в механическую работу и могут найти широкое применение в современных технологиях авиакосмической промышленности и микросистемной техники. В ферромагнитных сплавах выяснение условий развития термоупругих МП с минимальной величиной рассеяния энергии и, соответственно, с минимальной величиной механического гистерезиса Да может иметь принципиальное значение для реализации обратимых маг-нитоиндуцированных деформаций [4].

В связи с вышесказанным актуальным является проведение систематических исследований и выяснение общих закономерностей развития термоупругих МП в высокопрочных однофазных и гетерофазных монокристаллах В2(Ь2])-сплавов с различными типам термоупругих МП и кристаллографической структурой частиц, не испытывающих превращений. Использование монокристаллов для исследования термоупругих МП дает возможность, во-первых, исключить влияние границ зёрен на развитие МП, проверить выводы кристаллографической теории МП и исследовать зависимость ЭПФ, СЭ от ориентации кристалла и способа деформации. Во-вторых, без изменения микроструктуры и химического состава кристаллов выбором ориентации варьировать

прочностные свойства высокотемпературной фазы, критические напряжения образования мартенсита при развитии МП под нагрузкой и выяснить их роль в формировании высокотемпературной СЭ, механического гистерезиса Дет. В-третьих, при выделении неравноосных дисперсных частиц за счет старения под нагрузкой управлять тонкой структурой гетерофазных кристаллов - «шелом кристаллографических вариантов частиц, что позволит изучить влияние ориентированного расположения когерентных частиц на развитие МП при охлаждении/нагреве и под нагрузкой.

Такие исследования закономерностей развития термоупругих МП в однофазных и гетерофазных монокристаллах В2(Ь2!)-сплавов необходимы для развития термодинамических и микромеханических моделей термоупругих МП в нанокомпозитах, в которых параметры микроструктуры - размер не испытывающих МП частиц, и межчастичные расстояния - имеют масштаб 10-5-500 нм.

Цель работы - установить закономерности развития термоупругих МП при охлаждении/нагреве и под нагрузкой, физическую природу и механизмы ориентационной зависимости ЭПФ, высокотемпературной СЭ в однофазных и гетерофазных монокристаллах В2(Ь2|)-сплавов ТМ, №РеОа(Со), Со№А1.

В соответствии с целью работы в диссертации были поставлены и решены следующие задачи:

1. На монокристаллах сплавов ТЬо.о-х^о.о+х (х=0.3-г1.5), Со№А1, Ш-ева, №РеОаСо установить общие закономерности развития термоупр>тих В2-(К)-В19', В2-Ы0, В2(Ь2|)-14М-1Л0 МП при охлаждении/нагреве, исследовать зависимость температур прямого и обратного МП, температурного гистерезиса от химического состава кристаллов, размера, объемной доли и вдела вариантов дисперсных частиц. Развить термодинамические и микромеханические модели для описания особенностей развития термоупругих МП при охлаждении/нагреве в структурно-неоднородных материалах в зависимости от размера, объемной доли и числа вариантов дисперсных частиц.

2. Исследовать влияние кристаллографической ориентации, способа испытания растяжение/сжатие, размера частиц, температуры испытания, прочностных свойств высокотемпературной В2-фазы на величину ЭПФ в монокристаллах ТОП, Со№А1, №РеСта(Со). Определить возможность наблюдения величины обратимой деформации при измерении ЭПФ больше, чем максимальный теоретический ресурс деформации превращения. Выяснить физическую причину особенностей ориентационной и температурной зависимостей величины ЭПФ.

3. Установить общие закономерности зависимости критических напряжений мар-тенситного сдвига, стадийности межмартенситных превращений В2-(11)-В19', В2(Ь21)-14М-Ь1 о, СЭ от ориентации кристашюв, способа деформации растяжения/сжатия, при развитии МП под нагрузкой в однофазных и гетерофазных монокристаллах сплавов ТТ№, Со№А1, №РеОа(Со).

4. Разработать критерий проявления высокотемпературной СЭ в монокристаллах сплавов Т1№, Со№А1, №РеОа(Со), основанный на формировании высокопрочного состояния за счет выбора ориентации кристалла, способа деформации и оптимизации микроструктуры кристаллов при старении в свободном состоянии и под нагрузкой.

5. Выяснить роль размера, объемной доли, числа вариантов частиц, температуры испытания, ориентации кристалла в формировании величины механического гистерезиса и обратимой деформации при наблюден™ СЭ. Исследовать принципиальную возможность наблюдения двойного ЭПФ в состаренных под нагрузкой монокристаллах Со№А1.

6. Разработать физические модели развития термоупругих МП в гетерофазных монокристаллах В2-сплавов с целью создания методов прогнозирования величины ЭПФ, СЭ, температурного интервала СЭ, величины механического гистерезиса в структурно-неоднородных моно- и поликристаллах.

Научная новизна:

1. Впервые проведено комплексное исследование и выяштены общие закономерности и особенности развития термоупругих МП при охлаждении/нагреве в зависимости от размера, объемной доли и числа вариантов дисперсных частиц в нанокомпо-зитах, созданных на основе состаренных монокристаллов B2(L2i)-cnnanoB TiNi, NiFeGa(Co), CoNiAl с различным типом B2-(R)-B19\ B2(L2!)-14M-L10 МП. Экспериментально установлено резкое увеличение в 2-20 раз температурного интервала развития прямого МП A!=M¡-MS и снижение температуры начала МП при охлаждении Ms по сравнению с закаленным состоянием при выделении наноразмерных частиц размером 10+40 нм, что сопровождается значительным накоплением обратимой (упругой и поверхностной) энергии |ДО„у|, превышающей рассеяние энергии [AGfr¡. В гетерофазных монокристаллах сплавов TiNi и NiFeGa обратное МП протекает в узком температурном интервале Д2=АгА8 (Ai>A2) и для его начала требуется значительный перегрев, что приводит к несимметричному температурному гистерезису: r2=As-Mf больше ri=A(-Ms. Отношения Д1/Д2 и Г2/Г| возрастают с уменьшением межчастичного расстояния. Для объяснения этой особенности развития термоупругих МП в нано-композитах развита и экспериментально подтверждена микромеханическая модель, основанная на зависимости плотности геометрически необходимых двойников в кристаллах мартенсита от расстояния между частицами к и затруднении процессов их раздвойникования.

2. Высокий уровень прочностных свойств высокотемпературной В2(Ь2])-фазы позволяет смоделировать условия, когда обратимая деформация в экспериментах по исследованию ЭПФ может превышать максимальный теоретический ресурс деформации превращения f.0. Установлена физическая причина увеличения обратимой деформации при реализации ЭПФ: развитие механического двойникования в кристаллах В19'-, Llo-мартенсита, которое при разгрузке и нагреве оказывается полностью или частично обратимым.

3. Впервые проведено систематическое исследование температурного интервала проявления СЭ в зависимости от ориентации кристаллов, способа деформации и размера дисперсных частиц в монокристаллах ферромагнитных сплавов CoNiAl, NiFeGa(Co). В однофазных и гетерофазных монокристаллах CoNiAl, NiFeGa(Co), ориентированных вдоль [001]-направления экспериментально обнаружена высокотемпературная СЭ вплоть до 590+720 К. Предложен критерий существования высокотемпературной СЭ, который состоит в минимизации температурной зависимости критических напряжений, необходимых для начала МП под нагрузкой, одновременно с достижением высокопрочного состояния высокотемпературной фазы.

4. В высокопрочных кристаллах однофазных и гетерофазных сплавов NiTi, CoNiAl, NiFeGa(Co) в температурном интервале наблюдения СЭ обнаружено уменьшение величины механического гистерезиса Да с ростом температуры испытания и уровня деформирующих напряжений в 5+7 раз в монокристаллах TiNi, CoNiAl и в 50-400 раз в [001]-кристаллах NiFeGa(Co). Физическая причина уменьшения величины механического гистерезиса Аа с ростом температуры связана: 1) с уменьшением сил трения при движении межфазной границы и двойниковых границ в мартенсите за

счет термоактивируемого взаимодействия движущихся границ раздела с дефектами кристаллической структуры и наноразмерными частицами; 2) с развитием МП в условиях упругодеформированного аустенита и мартенсита, что приводит к изменению плотности двойников в кристаллах мартенсита и уменьшению деформации превращения.

5. Установлено, что при выделении дисперсных частиц размером d<40 нм в монокристаллах В2(Ъ2!)-сплавов, независимо от типа МП и кристаллической структуры частиц, на кривых сг(е) при развитии прямого и обратного превращения под нагрузкой в условиях СЭ сохраняются низкие значения коэффициента деформационного упрочнения 0, характерные для однофазного состояния. Дисперсные частицы размером d>200 нм приводят к росту 0=dc7/ds и увеличению механического гистерезиса с ростом объемной доли мартенсита на кривых с(е) при проявлении СЭ. Развиты микромеханические модели развития МП под нагрузкой в структурно-неоднородных кристаллах. Дисперсные частицы размером d>200 нм являются источниками зарождения нескольких вариантов мартенсита и способствуют развитию многовариантного превращения. В результате, взаимодействие вариантов мартенсита друг с другом приводит к росту 0=da/ds и увеличению механического гистерезиса с ростом объемной доли мартенсита на кривых ст(е) при наблюдении СЭ. В кристаллах с наноразмерными частицами d<40 нм и межчастичным расстоянием менее 50 нм термоупругие МП не могут быть реализованы в областях между частицами. В этом случае зарождение и рост кристаллов мартенсита сопровождаются значительным увеличением упругой энергии, и мартенситные кристаллы содержат высокую плотность геометрически необходимых двойников, возникающих для совместности мартенситной деформации матрицы и упругой деформации частиц.

6. Впервые показано, что ориентированный рост частиц в состаренных под растягивающей/сжимающей нагрузкой монокристаллах сплавов TiNi, CoNiAl способствует увеличению температур МП, прочностных свойств В2-фазы, уменьшению механического гистерезиса Да по сравнению с кристаллами, состаренными в свободном состоянии. Обнаружено явление упругого двойникования R-мартенсита в [Til]-, [Т12]-монокристаллах Ti49 2Nijo.s, состаренных под сжимающей нагрузкой. Созданы условия для проявления двойного ЭПФ в состаренных под нагрузкой [011]-, [001]- и [123]-монокристаллах сплава CoNiAl. Обратимое изменение размеров образца при охлаждении/нагреве в свободном состоянии вызвано действием внутренних полей напряжений, которые образуются при ориентированном расположении дисперсных частиц и приводят к росту ориентированного мартенсита охлаждения.

Научно-практическая ценность работы. Совокупность полученных в настоящей работе экспериментальных результатов, общие закономерности, термодинамические и микромеханические модели развития термоупругих МП при охлаждении/нагреве и под нагрузкой, особенности ориентационной зависимости функциональных свойств в однофазных и гетерофазных монокристаллах В2(Ь21)-сплавов, испытывающих различную последовательность превращений (B2-R-B19', B2-L10, B2(L2i)-14M-Ll0), развивают и углубляют физическое представление о термоупругих мартенситных переходах в высокопрочных структурно-неоднородных материалах и могут иметь принципиальное значение для дальнейшего развития физики термоупругих мартенситных превращений.

Результаты экспериментального исследования всего комплекса зависимости функциональных свойств - ЭПФ, температурного интервала СЭ, величины механического

гистерезиса - от ориентации кристалла, способа деформации и микроструктуры кристаллов (размера, объемной доли, числа вариантов дисперсных частиц) в монокристаллах В2(Ь2|)-сплавов могут найти непосредственное применение при разработке физических принципов создания высокопрочных материалов с заданными функциональными свойствами - высокотемпературной СЭ, обычным, двойным и магнитным ЭПФ.

Данная диссертационная работа выполнена в соответствии с планами государственных научных программ и грантов: РФФИ 09-03-00103-а (2009-2011); РФФИ 12-08-00573-а (2012-2013); ФЦП ГК № 14.740.11.0258 (2010-2012); грант для научной стажировки DAAD № А/08/72766 (2009); АВЦП № 8177 (2009); РФФИ 99-03-32579-а (19992001); РФФИ 2-02-16019-а (2002-2004); РФФИ 05-08-17915-а (2005-2008); РФФИ 06-08-08011-офи (2006-2007); РФФИ 08-08-91952-ННИО_а (2008-2010); гос. задание Ми-нобрнауки РФ, per. номер 2.4162.2011, PK 01201256279 (2011-2014); ФЦП ГК № 14.740.11.0480 (2010-2011); ФЦП ГК № 16.740.11.0462 (2011-2013); CRDF RE 1-2690-ТО-05 (2006-2007); CRDF RUE1-2940-TO-09 (2009-2011).

Положения, выносимые на защиту:

1. Общие закономерности и термодинамическое описание изменения температур B2(R)-B19', B2-Ll0, L21-(14M)L10 мартенситных превращений, температурного гистерезиса при выделении дисперсных частиц в монокристаллах TiNi, CoNiAl, NiFeGa(Co), обусловленные изменением химического состава матрицы, прочностных свойств высокотемпературной фазы, величины, генерируемой при мартенситном превращении обратимой (упругой и поверхностной) энергии, в зависимости от размера, объемной доли и числа вариантов дисперсных частиц. Микромеханическая модель, объясняющая превышение температурного интервала прямого превращения по сравнению с обратным, несимметричный температурный гистерезис в гетерофазных монокристаллах, которая основана на учете зависимости плотности геометрически необходимых двойников в кристаллах мартенсита, возникающих для достижения совместности мартенситной деформации матрицы с упругой деформацией частиц, от расстояния между частицами X.

2. Экспериментально обнаруженное в однофазных и гетерофазных монокристаллах сплавов TiNi, NiFeGa превышение экспериментальными значениями обратимой деформации при изучении эффекта памяти формы теоретических величин деформации решетки при B2(R)-B19', L2,-14M-L10 мартенситных превращениях. Условия наблюдения и теоретическое обоснование этого явления, обусловленные обратимым механическим двойникованием кристаллов мартенсита, которое не является решением кристаллографической теории мартенситных превращений, высоким уровнем прочностных свойств высокотемпературной В2(Ь2!)-фазы, деформацией кристаллов в условиях минимальных критических напряжений, низких модулей упругости фаз и подавления раздвойникования кристаллов мартенсита.

3. Общие закономерности и особенности асимметрии, ориентационной и температурной зависимости критических напряжений образования В19'-, 14М-, Ll0-мартенсита из В2(Ь2!)-фазы, стадийности развития межмартенситных переходов под нагрузкой в монокристаллах сплавов TiNi, CoNiAl, NiFeGa(Co). Теоретическое обоснование этих явлений, основанное на обобщенном уравнении Клапейрона -Клаузиуса с учетом влияния на величину деформации превращения ориентации кристалла, способа деформации растяжение/сжатие, налитая не испытывающих превращений дисперсных частиц и различие модулей упругости аустенита и мартенсита.

4. Экспериментально найденные закономерности ослабления ориентационной зависимости и уменьшения величины эффекта памяти формы с ростом размера и объемной доли дисперсных частиц в гетерофазных монокристаллах TiNi, CoNiAl, NiFeGa(Co). Микромеханические модели взаимодействия мартенсита с дисперсными частицами различного размера, определяющие подавление дисперсными частицами раздвойникования кристаллов мартенсита, переход от одновариантного развития мар-тенситных превращений под нагрузкой к многовариантному с увеличением размера и числа кристаллографических вариантов частиц.

5. Экспериментальное доказательство наблюдения высокотемпературной сверхэластичности в монокристаллах CoNiAl и NiFeGa(Co). Критерий наблюдения высокотемпературной сверхэластичности, который состоит в минимизации зависимости критических напряжений образования мартенсита асг от температуры испытания, a=dacl/dT, одновременно с повышением прочностных свойств высокотемпературной фазы независимо от способа достижения высокопрочного состояния: за счет выбора ориентации кристаллов, упрочнения при отклонении от стехиометрического состава и выделении наноразмерных частиц.

6. Особенности изменения величины механического гистерезиса с ростом температуры испытания в зависимости от ориентации кристалла и способа деформации в высокопрочных однофазных и гетерофазных монокристаллах: отсутствие температурной зависимости механического гистерезиса в широком интервале температур при подавлении раздвойникования кристаллов мартенсита; уменьшение механического гистерезиса с ростом температуры испытания и уровня критических напряжений образования мартенсита. Теоретическое обоснование этих особенностей, основанное на учете термоактивируемого взаимодействия движущихся границ раздела с дефектами кристаллической структуры кристаллов и изменении плотности двойников кристаллов мартенсита при развитии мартенситных превращений в условиях упругодефор-мированного аустенита и мартенсита.

7. Экспериментальное доказательство проявления и механизм двойного эффекта памяти формы в монокристаллах CoNiAl и упругого двойникования кристаллов R-мартенсита в монокристаллах TiNi, учитывающий влияние ориентации внутренних дальнодействующих полей напряжений, которые возникают в состаренных под нагрузкой кристаллах, на зарождение и рост кристаллов мартенсита.

Достоверность полученных в работе результатов, обоснованность выносимых на защиту положений и выводов, сформулированных в работе, обеспечены использованием современных методов исследования структуры и физико-механических свойств материалов, статистической обработкой полученных экспериментальных результатов, их сопоставлением и согласием с теоретическими моделями и экспериментальными данными других авторов, всесторонним анализом полученных результатов на основе современных представлений физики мартенситных превращений и физики пластичности и прочности.

Личный вклад автора в работу. Материалы диссертации являются обобщением работ автора по данному направлению и отражают его личный вклад в решаемую проблему. Все результаты, приведенные в диссертации, получены либо самим автором, либо при его непосредственном участии. Автору принадлежат идеи при определении цели и задач работы, им проведен анализ и интерпретация полученных результатов, дана формулировка выносимых на защиту положений и основных выводов. Диссертационная работа является развитием направления, сформулированного на

начальном этапе научным консультантом работы профессором Ю.И. Чумляковым. Совместно с ним проводилось получение монокристаллов В2-сплавов, обсуждение основных результатов и выводов работы.

Апробация работы. Основные результаты были обсуждены на следующих всероссийских и международных мероприятиях: Бернштейновские чтения по термомеханической обработке металлических материалов (Москва, 2001); Международный семинар «Актуальные проблемы прочности» (Санкт-Петербург, 2001, Великий Новгород,

2002); VI International Conference «Computer-Aided Design of Advanced Materials and Technologies», (Tomsk, 2001); 7"1 European Mechanics of Materials Conference (Frejus,

2003); International Workshop «Mesomechanics: Fundamentals and Applications» (Tomsk, 2003); Петербургские чтения по проблемам прочности (Санкт-Петербург, 2003, 2007, 2010); Международная конференция «Современные проблемы физики и высокие технологии» (Томск, 2003); XLIV Международная конференция «Актуальные проблемы прочности» (Вологда, 2005); Евразийская научно-практической конференция «Прочность неодонородных структур» (Москва, 2006); XIX Уральская школа металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», (Екатеринбург, 2008); European Symposium on Martensitic transformations (Prague, 2009); XVII Международная конференция Физика прочности пластичности материалов (Самара, 2006, 2009); Первые московские чтения по проблемам прочности (Москва, 2009); V Евразийская научно-практическая конференция «Прочность неоднородных структур» (Москва, 2010); Международная конференция по физической мезомеханике, компьютерному моделированию и разработке новых материалов (Томск, 2006, 2009, 2011); 3rd International Conference on Ferromagnetic Shape Memory Alloys (Dresden, 2011); Европейский симпозиум по мартенситным превращениям (Санкт-Петербург, 2012). Опубликованы тезисы и статьи в сборниках информационных материалов этих конференций.

Публикации. Основное содержание работы изложено в 34 статьях, из них 25 статей опубликованы в российских журналах, рекомендованных ВАК РФ для опубликования научных результатов диссертаций на соискание ученой степени доктора физ,-мат. наук, 5 статей в ведущих зарубежных изданиях, входящих в базы данных Web of Knowledge, Scopus.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, четырех разделов, выводов и списка литературы из 335 наименований. Работа содержит 453 страниц текста, включая 260 рисунков и 60 таблиц.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы диссертации, сформулированы цель и задачи исследования, научная и практическая значимость, приводятся основные положения, выносимые на защиту, отражены структура, объем и содержание диссертационной работы.

В первом разделе «Закономерности развития термоупругих мартенситных превращений при охлаждении/нагреве в монокристаллах В2(Ь21)-сплапов в однофазном и гетерофазном состоянии» приведены результаты исследования, выяснены общие закономерности влияния химического состава сплава, размера, объемной доли дисперсных частиц с различной кристаллографической структурой на характеристики термоупругих МП в монокристаллах сплавов TiNi, CoNiAl, NiFeGa(Co). Предложено термодинамическое описание изменения температур МП (Ms, Mf, As, Af), температурного гистерезиса Г при выделении частиц, не испытывающих МП, в зави-

симости от их размера ((1=20+500 нм) и объемной доли (1==2+20 %). Химический состав исследуемых в работе монокристаллов и тип МП представлены в таблице 1.

Исходя из термодинамической теории МП и используя экспериментальные значения температур МП, можно оценить вклад обратимой |ДОгеу| и рассеянной |в нехимическую составляющую свободной энергии при развитии обратимых МП:

|ДС^(1)|=Г0-Д^-(Л,+Л//).^; ^Н^Ч^-М,). (1)

Здесь |ДОге^1)| - упругая и поверхностная энергия, накопленная в материале при объемной доле мартенсита 5—> 1; А8сь=|А5сьа"м| - изменение энтропии при развитии МП на единицу объема вещества;Т0 - температура химического равновесия фаз.

Обратное МП может начаться при температуре А3 ниже М5 в условиях противодействующей химической движущей силы за счет запасенной при прямом превращении обратимой энергии |ДОгеу(1)| значительно превышающей рассеяние энергии |АО&|:

0.5|ДОгеУ(1)|/|ДОй|<1. (2)

Это способствует высокой обратимости МП и определяет функциональные свойства кристаллов.

Таблица 1 - Химический состав монокристаллов, исследованных в работе

Химический состав, ат.% Термоупругие МП

ТІ50 0-х№50.(»х, х=0.3,0.5,0.6,0.7,0.8,1.0,1.5 В2-В19, В2-Я-В19'

С04оМІзз АІ27, С035КІ35А130 В2-1Ло

№^іРеі90а27, Ы149ре|8Оа17Сой Ь2|-14М, Ь2Г14М-Ы0, Ь2,(В2)-Ы0

В закаленных монокристаллах при охлаждении/нагреве без нагрузки наблюдается одностадийные МП: в кристаллах Т1№ — В2-В19'; в кристаллах СоМА1 - В2-Ы0 и в кристаллах №РеОа(Со) - Ь2Г14М. При развитии МП при охлаждении/нагреве в свободном состоянии и под действием постоянной нагрузки в однофазных монокристаллах температурные интервалы прямого Д1=МГМ5 и обратного Д2=АГА> превращения, величины температурного гистерезиса Г^АрМ, и Г2=Аа-Мг совпадают друг с другом Г,=Г2, Д1=Д2. Термоупругое Ь2Г14М МП в монокристаллах №РеОа(Со) отличается минимальными температурными интервалами прямого и обратного превращения Д1=А2=1+5 К и узким температурным гистерезисом Г=9-Ч2 К. Это обусловлено морфологией кристаллов 14М-мартенсита, которые растут через всю поверхность образца и характеризуются высокой когерентностью и подвижностью плоскости габитуса при минимальных значениях обратимой |ДОгеу| и необратимой |ДОгг| энергии.

В монокристаллах СоЫ1А1 отжиг при Т=1613 К с последующей закалкой воду приводит к двухфазному состоянию: В2-фаза и частицы у-фазы размером с1=50+200 мкм, которые повышают пластичность хрупких ферромагнитных сплавов. Соотношение температур начала обратных Ы0-В2 МП А5 и начала прямых В2-1Л0 МП М5 в этих кристаллах определяется их микроструктурой - объемной долей частиц у-фазы. В кристаллах Соз5№35А1зо с малой объемной долей (1=1^2 %) частиц А,<М„ это обусловлено высоким уровнем запасенной упругой энергии при В2-Ы0 превращениях (0.51АОге.у( 1 )|/[АО&| =3.2). В кристаллах Со4о№ззА1;7, содержащих большую объемную долю 1=18(±2) % частиц, А,>М5 из-за диссипации упругой энергии при взаимодействии кристаллов мартенсита с низкопрочными частицами у-фазы (0.5|ДОге,(1)|/|ДС&|=0.б).

Показано, что оптимальная микроструктура, обеспечивающая достаточную пластичность, достигается в ферромагнитных кристаллах Со№А1, №РеОа(Со) за счет

бимодального распределения частиц: крупные частицы у-фазы, которые выделяются при высокотемпературных термообработках (Т=1300+1600 К, объемная доля 1=2+7 %) и наноразмерные частицы, образующиеся при низкотемпературном старении при Т=673+823 К, £=4+20 %. В монокристаллах сплавов №РеОа(Со) при данных термообработках выделяются частицы у-фазы с ГЦК структурой и у'-фазы, упорядоченные по типу ЬЬ (табл. 2). В монокристаллах Со№А1 при низкотемпературном старении обнаружено выделение частиц с различной кристаллографической структурой е-Со с ГПУ решеткой (а=0.25074 нм, с=0.40699 нм); а-Со с ГЦК решеткой (а=0.3544 нм); частицы со сверхструктурой №2А1, размер частиц - от 20 нм; общая объемная доля -("-20 %. Не испытывающие МП дисперсные частицы размером (1=20+450 нм (низкотемпературное старение) позволяют контролировать температуры термоупругих МП, термический гистерезис, соотношение обратимой и рассеянной энергии при развитии МП за счет вариации их размера и объемной доли.

Таблица 2 - Характеристические температуры МП для монокристашюв МьвРе^ОагтСоб

Термообработка Микроструктура монокристаллов при Т > А{ м„, (±2), К Аз, (±2) К Дь (±2) К д2, (±2) К Г, (±2)К

исходный кристалл Ь21 -фаза, однофазное состояние 273 281 1 4 12 0.2

1373 К, 25 мин + 673 К, 1 ч + частицы у-фазы, (1=5+10 мкм; у'-фазы, с1=10+15 нм 256 249 24 19 12 1.8

1373 К, 25 мин +673 К, 4 ч + частицы у-фазы, (1=5+10 мкм; у'-фазы, с!=10+30нм 263 245 33 30 12 2.6

1373 К, 25 мин +823 К, 0.5 ч + частицы у-фазы, <1= 5+10 мкм у'-фазы, <1=150+300 нм 268 274 7 7 13 0.5

В монокристаллах ТОК, Со№А1, №РеОа(Со) после термообработок при 673 К в течение 0.5+4 ч установлены структурные состояния, в которых независимо от типа МП и кристаллической структуры дисперсных частиц размером 10+40 нм наблюдается уменьшение температуры М5 вплоть до полного подавления МП при охлаждении до 77 К и увеличение температурного интервала развития прямого МП более, чем в 2+20 раз по сравнению с однофазным состоянием (табл. 2). Экспериментально показано, что обратное МП в кристаллах №РеОа(Со), Со№А1, Т1№, содержащих наноразмерные частицы, начинается в условиях противодействующей химической движущей силы при А5<М5 за счет упругой энергии накопленной при прямом МП 0.5|ЛОгеу(1)|/|ДО(-г| =0.9+2.9 (табл. 2). Частицы размером 10+40 нм, не испытывают МП, упрочняют высокотемпературную и мартенситную фазы, увеличивают сопротивление движению межфазной границы и способствуют дополнительному накоплению упругой энергии за счет упругой деформации частиц при наследовании их кристаллами мартенсита (рис. 1, а). Такой механизм взаимодействия дисперсных частиц с кристаллами мартенсита приводит к снижению температуры МП М3 в состаренных монокристаллах относительно однофазных (закаленных) и значительному (в 2+20 раз) росту температурных интервалов МП.

При увеличении размера частиц (с1>100 нм) размер критического зародыша мартенсита Ьщк) оказывается меньше, чем размер частиц (с!>50 нм) и межчастичное расстояние (Х>50 нм). В этом случае частицы размером 100+500 нм являются местами преимущественного зарождения кристаллов мартенсита, ограничивают рост кристаллов мартенсита, определяя, таким образом, специфическую морфологию мультивари-антной структуры мартенсита охлаждения. Вблизи поверхности раздела «частица-

матрица» локально возникает вариант мартенситного кристалла, отличный от основного, как показано при т^Ш охлаждении тонких фолы кристаллов >№еОа(Со) (рис. 1, б). При завершении МП крупные частицы оказываются включенными в кристаллы мартенсита, но мартенситные кристаллы могут зарождаться и расти в матрице свободной от частиц. Такой механизм снятия локальных напряжений при развитии МП в структурно-неоднородных материалах способствует релаксации упругой энергии, увеличению рассеяния энергии при развитии превращения за счет вариант-вариант взаимодействия кристаллов мартенсита и 0.5|д0ге,.(1)|/|д0й|<0.5 во всех исследованных кристаллах независимо от типа МП и кристаллографической структуры частиц. Это приводит к увеличению температур МП, уменьшению температурных интервалов МП и изменению соотношения температур А,>М5 по сравнению с кристаллами, содержащими частицы размером 10-5-40 нм (табл. 2).

Рисунок 1 - Микроструктура мартенсита в монокристаллах №49ре18Са27Соб: а -после старения при 1373 К, 25 мин + 673 К, 1 ч; б - после старения при 1373 К, 25 мин + 873 К, 0.5 ч, частицы генерируют свой вариант мартенсита

В гетерофазных монокристаллах Т1№ и №Рева обнаружено, что для начала обратного превращения может требоваться значительный перегрев, что приводит к несимметричному гистерезису Г,<Г2, и обратное МП протекает в узком температурном интервале Д2<Дь (рис. 2 и 3). Отношения Д1/Д2 и Г2/Г) уменьшается с ростом размера частиц и сокращением их объемной доли: для наноразмерных частиц (1=25-^40 нм Д1 и Г2 значительно превышают Д2 и Г1 (Д1/Д2=4-н5, Г2/Г1=2-!-3), тогда при выделении частиц размером ¿=100^400 нм эти отношения уменьшаются (Д^Д^.б-ьЗ.В, Г2/Г1=1.2-^1.7).

Р.

.,........-Л

773 К, 1 ч охлаждение на воздухе

120 170 220 270 320Т, К

Рисунок 4 - Кривые е(Т) в зависимости от уровня внешней растягивающей постоянной нагрузки в [ 123]-кристаллах ^$..■¡N¡51.5, старение при 823 К, 1.5 ч

80 100 120 140 160 180 200

температура, К

Рисунок 2 - Схематическое изображение температурного гистерезиса при охлаждении/нагреве в свободном состоянии в состаренных монокристаллах сплавов ТІ49.2КІ5о.8,

ітізм4~6%

0 230 270 ' 310' ' Т, К Рисунок 3 - Зависимость электросопротивления от температуры р(Т) для монокристаллов Н!РеОа, состаренных при 773 К, 1 ч

200 МПа__

175 МПа -

150 МПа--—

125 МПа -------Л

100 МПа --

75 МПа

Эти же особенности температурного гистерезиса наблюдаются в наноструктурных поликристаллах И№ при уменьшении размера зерна Б<200 нм [1] и состаренных монокристаллах "П№, если охлаждение/нагрев проводить при внешних постоянных напряжениях (рис. 3). Сопоставление развития МП в однофазных поликристаллах Тн N1 с размером зерен Б от 50 нм до 200 нм с монокристаллами Т1№, содержащими дисперсные частицы Т13№4 с <1=20-100 нм и межчастичным расстоянием Х<100 нм позволяет установить ряд общих черт. В обоих случаях при Б<200 нм и Х<100 нм в сплавах Т1№ мартенсит содержит составные двойники {001}<100>, которые не являются решением кристаллографической теории МП, и их плотность возрастает с уменьшение X. и Б [5]. Составные двойники необходимо рассматривать, как геометрически необходимые дефекты, возникающие для согласования упругой деформации частиц и мартенситной деформации матрицы. Физическая причина появления таких двойников связана с сохранением сплошности на границе раздела «частица-матрица» и, следовательно, раздвойникование должно приводить к повышению упругой энергии кристалла. Ппотность таких дефектов р№ можно оценить с использованием градиентной теории пластичности [7], развитой для пластической деформации композитов, в которых одна из компонент - частица может деформироваться только упруго, а матрица деформируется пластически:

здесь Ь — вектор Бюргерса составных двойников <100>{001} Ь=0.2385 нм; у - величина мартенситного сдвига при Я-В19' МП, которая равна 0.130 [5]; X - расстояние между частицами или другими препятствиями, тормозящими МП, например, границами зерен в поликристаллах Тл№ (табл. 3). В настоящей работе экспериментальное подтверждение зависимости плотности геометрически необходимых двойников <100>{001} от размера частиц и межчастичного расстояния получено на состаренных под сжимающей нагрузкой кристаллах "П492№5о.8(рис. 5, табл. 3).

Таблица 3 - Характеристики микроструктуры кристаллов В19'-мартенсита, содержащего составные двойники [001 ](100) для монокристаллов ТТ№ (Смг=50.8 -51.5 ат.%)

Режим старения Размер Межчастичное Плотность ДВОЙНИКОВ, Рпу, Толщина двой-

частиц, расстояние, X, хЮ'6.«"2 ников, 1, нм

с), нм нм теор. эксп. теор. эксп.

673К,1-1.5 ч 25-40 25-50 8.7-4.3 - 3.3-4.7 -

773 К, 1 ч 80-5-110 60+100 3.6-2.2 4.5, Х=(60±10) нм 5.1-6.7 4.7

823КД.5 ч 380-430 250-380 0.9-0.6 0.9, Х=(260±10) нм 10.5-11.3 10.5

Рисунок 5 - Микроструктура В19'-мартенсита в состаренных под сжимающей нагрузкой [II 1]-кристаллах сплава Т^.гЭДзо.в: а - старение при 773 К, 1 ч, б - старение при 823 К, 1.5 ч

Физическая причина несимметричного температурного гистерезиса в состаренных монокристаллах заключается в следующем. Для начала обратного превращения необходимо преодолеть энергетический барьер, связанный с раэдвойникованием мартенсита и, соответственно, достичь значительного перегрева r2=As-Mf. Дальнейшее развитие обратного превращения происходит по «взрывной» кинетике с малым значением Д2 из-за расконсервации упругой энергии при раздвойниковании. В монокристаллах с крупными частицами размером d= 100+400 нм и >.= 100+400 нм и поликристаллах с зерном размером D>200 нм энергетический барьер для R-B19' МП оказывается значительно ниже, чем в кристаллах с частицами размером d=20+40 нм, л=20+50 нм и нанокристаллов размером зерна D<100 нм из-за уменьшения плотности составных двойников, уменьшения накопленной упругой энергии при развит™ прямого МП и налитая внутренних напряжений, способствующих зарождению мартенсита на поверхности раздела «частица-матрица».

Во втором разделе «Ориентационная зависимость и асимметрия эффекта памяти формы в однофазных и гетерофазных монокристаллах сплавов TiNi, CoNi-Al, NiFeGaCo, испытывающих B2-(R)-B19' н B2(L2i)-14M-Ll0 мартенситные превращения» представлены результаты исследования зависимости величины ЭПФ от ориентации кристалла, способа деформации, размера и объемной доли дисперсных частиц в монокристаллах сплавов TiNi, CoNiAl, NiFeGa(Co).

Величину ЭПФ измеряли двумя способами: 1) при деформации при Т,<М5 с последующим нагревом до Т>А{; 2) при охлаждении/нагреве под действием внешних постоянных напряжений. Экспериментально показано, что если деформацию кристалла проводить при температуре ниже температуры конца прямого превращения (T,<Mf), то величина ЭПФ во всех исследованных монокристаллах сплавов TiNi, CoNiAl, NiFeGa(Co) в однофазном состоянии совпадает с величиной деформации решетки е0 при развитии, соответственно, В2-В19', B2-L10 и Ь2Г14М-1Л0МП, что определяет зависимость величины ЭПФ от ориентации кристалла и способа деформации.

Необходимо отметить, что величина деформации решетки е0 рассчитывается без учета деформации с инвариантной решеткой при развитии МП. Теоретические значения деформации превращения, полученные с учетом образования внутренне-сдвойникованных CVP (corresponding variants pars) вариантов (sCVp) и последующего ИХ раЗДВОЙНИКОВаНИЯ (scvp+rtctw) блИЗКИ К ВеЛИЧИНе Деформации решетки Ео-ЕсУРМеги; (табл. 4). Для исследования были выбраны ориентации двух классов: первый класс -это ориентации, в которых существует вклад раздвойникования CVP-варианта мартенсита в деформацию превращения £ovp+ctetw>£cvp; второй класс - ориентации, в которых раздвойникование подавлено по геометрическим причинам не дает вклада в деформацию превращения Ecvp+detw=£cvp. К таким ориентациям 2-го класса относятся [001]-ориентация при растяжении кристаллов TiNi (В2-В19' МП), [011]-ориентация при растяжении кристаллов с B2-L10 МП и [001]-ориентация при деформации сжатием при всех типах МП (табл. 4). Экспериментально показано, что наличие и отсутствие вклада раздвойникования определяет особенности ориентационной зависимости ЭПФ в однофазных и гетерофазных кристаллах.

Так в монокристаллах сплавов TiNi, CoNiAl, NiFeGa(Co), при измерении величины ЭПФ на кривых а(е) при снятии нагрузки наблюдается неупругая обратимая деформация efe (ферроэластичность). Величина ферроэластичности efe определяется ориентацией кристалла, размером и объемной долей дисперсных частиц, величиной заданной деформации и обусловлена особенностями раздвойникования и механического двойникования кристаллов мартенсита в циклах разгрузка/нагрузка. Максимальные

значения сГе- 0.9н-2.5 % наблюдаются в ориентациях 1-го класса, для которых характерен большой вклад деформации раздвойникования в величину ЭПФ. В ориентациях 2-го класса, в которых раздвойникование подавлено по геометрическим причинам и не дает вклада в деформацию превращения, величина неупругой деформации минимальна сГе<0.5 %.

Впервые обнаружено, что обратимая деформация в экспериментах по исследованию ЭПФ может превышать значения деформации решетки Ео при МП, если деформировать кристалл в температурном интервале развития прямого МП под натрузкой М!-т-Мг в условиях минимальных критических напряжений и модулей упругости фаз. В однофазных и состаренных [001]-монокристаллах Т1494№5о.6, содержащих нанораз-мерные частицы (с!<40 нм), при деформации растяжением в температурном интервале М.-5-Мг величина ЭПФ е5МЕ более чем в 2 раза превышает теоретическую деформацию решетки для В2-В19' МП (е0=2.7 %). В однофазных [011]- кристаллах№54ре19Оа27 при деформации растяжением при Т=М5 величина ЭПФ Кбме в 1.5 раза превышает теоретическую деформацию решетки для В2(Ь2,)-Ы0 МП (е0=4.1 %) (рис. 7, а, б, табл. 4).

Таблица 4 - Максимальные экспериментальные значения величины ЭПФ и предела те-

кучести высокотемпературной В2(Г,2])-фазы в монокристаллах сплавов TiNi и NiFeGa

Химический состав, ат.%; термообработка; тип МП Ориентация; способ деформации CTcr(Md) МПа Теоретическая величина обратимой деформации при МП [5] Экспер. значения при T~MS

£о,% Ecvp,% ECVP+detw, % ESME, (±0.3)%

^49.4№50.6 закаленные кристаллы; В2-В19' МП Î1121 Р 550 9.6 6.2 9.7 12.4

[0011 Р 1200 2.7 2.7 2.9 6.2

Г1121С 750 5.8 5.14 5.61 6.0

[001] С 1220 4.2 4.3 4.3 5.7

[001] Р 430 13.5 6.3 14.5 8.3

М154ре19Оа27 исходные Ь21-14М-Ь10МП [01 IIP 930 4.1 4.1 4.1 5.9

[012] Р 630 9.9 - - 9.9

[001] С 1030 6.2 6.3 6.3 6.3

ГОШ С 1030 6.2 3.0 6.3 6.3

[012] С 950 6.2 4.1 6.3 6.3

*Р-растяжение, С-сжатие, М<1 - температура, при которой критические напряжения образования мартенсита достигают предела текучести высокотемпературной фазы

Из анализа экспериментальных данных следует, что необходимыми условиями для наблюдения обратимых деформаций при проявлении ЭПФ, превышающих значительно (в 1.5-2 раза) величину деформации решетки является: 1) высокопрочное состояние аустенита; 2) деформация кристаллах в условиях минимальных критических напряжений мартенситного сдвига при Т~М5; 3) выбор ориентации 2-го класса, в которых по геометрическим причинам раздвойникование затруднено и не дает вклада в деформацию превращения.

При выделении наноразмерных частиц (с!<40 нм) в ориентациях 1-го класса, наблюдается уменьшение величины ЭПФ ё5ме по сравнению с закаленным состоянием и теоретической величиной Со за счет подавления частицами раздвойникования кристаллов мартенсита (рис.7, в). Этому процессу противодействует резкий рост упругой энергии кристалла из-за возникновения несовместности мартенситной деформации матрицы и упругой деформации частиц. С ростом размера частиц (с!>100 нм) величина ЭПФ уменьшается более чем в 1.5+2 раза в ориентациях как 1-го, так и 2-го класса, (рис. 7, в).

МПа 700600-soa 40a зоо 200 100

[001] / 6.2 %/,

I I I I

r и

'I

' И ¡A

[011]

14 12 10

s? 8 lie

<J"

4 2 0

W Ресурс: pig

"TI Г пщ ntg Г ориентация • - I___________i 1-гокласса

2

J001J s .v

JP°4

теор.ресурс:

ecvp«jelw'

[001] у ориентация 2-го класса

190 210 230 2Й0 270 290 t. к"

100 200 300

размер частиц, im

400

Рисунок 7 - Кривые о(е) для закаленных [001]-кристаллов Ti494Ni50.6 при T~MS=225 К (о); кривые е(Т) для [011]-кристаллов Ni54Fei9Ga2; при охлаждении/нагреве под действием постоянных растягивающих напряжений (б); зависимость экспериментальных значений ЭПФ Esme от размера частиц в состаренных монокристаллах Ti49.4Ni5o,6 (в)

Обнаружено почти полное вырождение ориентационной зависимости величины ЭПФ в монокристаллах Ti48.5Ni5i.s> содержащих высокую объемную долю f=16 % дисперсных частиц Ti3Ni4 размером d~400 нм и монокристаллах NiFeGaCo, с дисперсными частицами d~ 150-^300 нм. Данные особенности проявления ЭПФ в кристаллах с частицами размером d>150 нм связаны с гетерогенным зарождением различных вариантов мартенсита на границах «частица-матрица» (рис. 1, б и 5, б), ориентированных в соответствии с внутренними локальными полями напряжений от частиц, затруднением процессов их переориентации и раздвойникования. В результате морфология мартенсита становится не зависящей от ориентации кристалла и процессы зарождения, распространения, переориентации кристаллов мартенсита контролируется параметрами микроструктуры - размером частиц и межчастичным расстоянием.

При электронно-микроскопическом изучении дефектной структуры закаленных и состаренных [112]-монокристаллов сплава Ti494Ni50.6 после измерения ЭПФ при T~MS, обнаружена высокая плотность дислокаций и двойникование по плоскостям (201)В19. в В19'-мартенсите и по плоскостям (411)В2 и (112)в2 в высокотемпературной В2-фазе (рис. 8). Это подтверждено методом двухследового анализа: наблюдаются следы деформации, залегающие в {114}В2 и {112}В2 плоскостях. In-situ наблюдения поверхности образца [011]-монокристаллов NiFeGa при деформации при Т=277±(2) К вблизи М, = 273 К и последующее изучение распределения деформации вдоль направления оси нагружения с использованием DIC (Digital Image Correlation) показало, что с увеличением заданной деформации £ам > ео = 4.1 % образуются дефекты, залегающие по плоскостям {110}L10. Из анализа литературы следует, что пластическая деформация В19'-мартенсита в сплавах TiNi может реализоваться двойникованием по плоскостям (001)B19., (100)bi9., (201)b19., (113)т9. [5, 8], а деформация Llo-мартенсита за счет механического двойникования по плоскостям {110} lio- Такие двойники не являются решением феноменологической теории МП и не могут появляться в мартенсите как сдвиг с инвариантной решеткой при развитии В2-В19' и B2(L2,)-L10 МП в отличие от <011> Bis>' и {111} Шг двойникования в В19'-мартенсите и двойникования по плоскостям {111} lio в Ы0-мартенсите. Исходя из

ориентационных соотношений В2- и В19'-фаз видно, что плоскости двойникования мартенсита (001 и (Ю0)В19. параллельны плоскостям типа {100}В2 и {0Шв2 В2-аустенита, которые не являются плоскостями двойникования в В2-фазе (табл. 5). Механические двойники по плоскостям (001 )в19' и (100)ш9. обладают высокой подвижностью и при обратном превращении данные двойники являются обратимыми и не наследуются кристаллами В2-аустенита. Тогда как двойники по плоскостям {201 }в19-= (113}319' при В19-В2 превращении могут наследоваться В2-фазой как {112}В2- и {114}В2-двойники. Аналогично в монокристаллах ЮТеОа двойники по плоскостям {011}ыо могут быть как обратимыми, так и наследоваться как {112}В2- двойники аустенитом при Ы0-В2(Ь2|) МП (табл. 5). Это подтверждается ¡п-эПи экспериментами по нагреву тонких фолы в колонне электронного микроскопа, выполненными в настоящей работе и в работах [8, 9] при исследовании тонких фольг сплавов Т1№ и монокристаллов СоКЧОа, испытывающих В2-Ы0 МП.

Рисунок 8 - Дислокационная структура и (112) двойники в В2-фазе в закаленных [112]-монокристаллах Ті49 4№5о.6 после измерения величины ЭПФ при Т=М, (£8ме=12.4 %, е„т= 5.1 %): а - светлопольное изображение и соответствующая картина микродифракции, ось зоны матрицы (ш) и двойника (¡\л') - (113)ш || (131)№; в, г-темноиольное изображение в рефлексе 101т. и 110га, соответственно

Таблица 5 - Ориентационные соотношения между плоскостями В2-фазы и В19'-, 1Ло-мартенсита [8]__

Двойниковая плоскость в мартенсите В19'-мартенсит (для варианта 1') Ыо- мартенсит

(100)В19. (001)В|9- (201)ві9' (П3)ві9- (101) ыо

Соответствую щая плоскость в В2-фазе (ІОО)в2 (0П)в2 (41І)в2 (112) в2 (П2)в2

Таким образом, физической причиной увеличения обратимой деформации £,?ме, в 1.5-2.3 раза по сравнению с деформацией решетки е0 в высокопрочных [001]-кристаллах Т1№, [011]-кристаллах NiFeGa, как и в монокристаллах Со№Сга [9], является механическое двойникование В19'-, Ы0-мартенсита, которое осуществляется без участия скольжения в условиях низких модулей упругости аустенита и мартенсита. При нагреве до Т>Аг заданная деформация будет полностью обратимой за счет упругого движения двойниковых границ и, соответственно, максимальный ресурс обратимой деформации - величина ЭПФ - увеличивается и становится больше величины деформации решетки в данной ориентации (еа1е>ё0). Развитие дислокационного скольжения одновременно с механическим двойникованием в низкопрочных монокристаллах приводит к закреплению механических двойников и их наследованию в высокотемпературной В2(Ь2[)-фазе как двойников по плоскостям {112}В2 и {114}В2.

Предложена общая схема механизма ЭПФ при Т~М3 в высокопрочных и низкопрочных монокристаллах В2-сплавов при заданной деформации £¿<^>60 на основе схемы разработанной \^аутап С.М.

В третьем разделе «Природа ориентационной зависимости и асимметрии критических напряжений образования мартенсита под нагрузкой и сверхэластичности в монокристаллах однофазных и гетерофазиых сплавов Т1№, СоГчЧА!, МРеСа(Со)» установлено, что монокристаллы исследованных В2-сплавов проявляют сильную зависимость критических напряжений образования мартенсита стсг, коэффициента а=с1асг/с1Т от ориентации, способа деформации в температурном интервале развития МП под нагрузкой М8<Т<Ма, что определяет закономерности проявления СЭ в этих монокристаллах. Показано, что к упрочению высокотемпературной фазы -увеличению асг(М<0 - приводит: 1) отклонение химического состава сплава от сте-хиометрического; 2) выбор ориентации кристалла вдоль вблизи [001]-направления для монокристаллов сплавов Со№А1 и №РеОа(Со) при деформации сжатием, для кристаллов Тл№ при деформации как растяжением, так и сжатием. Это определяется близкими к нулю факторами Шмида для действующих систем скольжения а<001>{110}в В2-фазе в кристаллах, ориентированных вблизи [001]-направления; 3) выделение наноразмерных частиц (с!<40 нм). За счет эффектов дисперсионного твердения монокристаллы, содержащие наноразмерные частицы, во всех исследованных ориентациях являются высокопрочными в аустенитной фазе сгС1(М;|)>900 МПа. Увеличение размеров частиц до <1>100 нм приводит к снижению ст^Ма).

В области развития термоупругих МП под нагрузкой М5<Т<Мс1 на зависимости стС1(Т) в монокристаллах всех исследованных сплавов могут наблюдаться стадии с различными коэффициентами а=с1стсг/с1Т. В низкопрочном состоянии основным фактором проявления стадийности на зависимости СТсг(Т) является развитие пластической деформации одновременно с развитием МП под нагрузкой. В однофазных кристаллах нестехиометрического состава отклонение от линейной зависимости асг(Т) при Т >573 К обусловлено выделением дисперсных частиц при высокотемпературных механических испытаниях.

В высокопрочном состоянии стадийность на зависимости асг(Т) связана с наличием межмартенситных В2-11-В19' и Ь21-14М-Ы0 превращений (рис. 9). Так, во всех ориентациях монокристаллов №РеОа(Со) при развитии МП под нагрузкой при Т< ЗЗСй-ЗбО К наблюдается последовательность Ь2Г14М-Ы0, тогда как при Т>360 К имеет место 12 ¡-Ы о МП под нагрузкой, что подтверждено электронно-микроскопическими наблюдениями. Однако, если значения деформации превращения при образовании 14М- и Ы0-мартенсита из Ь2гфазы не различаются вдоль данного направления, то стадийности на зависимости асг(Т) не наблюдается. Примером такой ориентации является [001]-ориентация при деформации сжатием, для которой еСЛФМс1„им~еСур+(1етЬ10~б.З %. При деформации растяжением [001]-кристаллов Ы1ГеОа(Со) Ес\'р+с1е1™14М~6.3 % <£сур+<ити°~14.5 % и коэффициент а=с1асг/с1Т уменьшается при Т>360 К почти в 3 раза по сравнению с а=с1стС1/ёТ при Т<360 К (рис. 9, а).

Установлено, что при развитии В2(Ь21)-Ы0 МП наблюдается сильная асимметрия критических напряжений образования мартенсита напряжений в [001]-кристаллах сплавов Со>ЛА1 и №РеОа(Со) при деформации растяжением и сжатием. При рассмотрении развития МП под нагрузкой в этих кристаллах необходимо учитывать, что изменение линейных размеров тела связано как с деформацией решетки при МП, так и с упругим удлинением/сжатием из-за различия упругих модулей аустенига Ед и мартенсита Ем (рис. 9). В этом случае температурная зависимость критических напряже-

ний образования мартенсита оС1 при Ms<T<Md будет описьшаться обобщенным уравнением Клапейрона-Клаузиуса [6]:

dT'

AS

A-ii

АН

\a\(EA-EA{) E.jfiu

..4-м , \ a\(EA-EM)

(4)

ЕаЕЦ

где |о|=|осг|(Т) - критические напряжения для образования мартенсита под нагрузкой при данной температуре испытания Т. Если ЕА=ЕМ, то £„=£о, и экспериментальные значений а= с1аС1/сГГ определяются величиной деформации решетки ео, что наблюдается в монокристаллах "П№. Если ЕА<ЕМ, как в [001]-кристаллах ферромагнитных сплавов Со№Л1, №РеОа(Со), то величина деформации превращения £„<£о и зависит от уровня критических напряжений образования мартенсита и соотношения модулей упругости аустенита ЕА и мартенсита Ем.

M МПа-800- м. МПв 150 100 50 [001] / у t /-Í

600- 0 2 4 6 е.%,

400-

200- ' У ix ^Jrт

О 200 300 400' 500 600 700 800 Т, К 0' JÓO 2Ó0 ЗбЬ '4ÓÓ 500 600 Т, К

Рисунок 9 - Температурная зависимость критических напряжений <тст в [001]-монокристаллах сплавов Ni54Fe19Ga27 (a), C040N133AI27 (б); кривая 1 - при сжатием; кривая 2 -при растяжении и соответствующие кривые с(е) при Т=300 К при деформации сжатием

Таблица 6 - Экспериментальные и теоретические с учетом разницы эффективных модулей упругости аустенита ЕА и мартенсита Ем соотношения коэффициентов a=daCI/dT для [001]-

Химический состав, ат.% т, (±2) К (±10) МПа - (±10) МПа Тип МП «СЧЛ. (±2) МПа leu fc0 • % com ьО ,% (acom/ a,en1 уэксп (acom/ a,e'"> ^ /теор

Nii4Fe19Ga27 323 5800 28000 L2i-14M 120 6.4 6.3 1.2 1.3

400 7900 28000 L2i-Llo 320 13.5 6.2 4.2 4.1

NÍ49FeiSGa27 Со6 323 5560 25000 L2,-14M 90 6.4 6.3 1.2 1.2

400 9060 25000 L2,-Llo 290 13.5 6.2 3.3 3.4

CojsNÍíjAIjo 323 7760 20500 B2-Llo 100 9.6 4.6 2.6 2.5

C040NÍ33AI27 353 6500 21300 B2-Llo 160 9.6 4.6 3.5 3.3

В таблице 6 представлены результаты теоретической оценки (acon7a'eu)leoi, по соотношению (4) и экспериментальные значения (aoom/а1еи) )ксп для монокристаллов CoNiAl и NiFeGa(Co). Эффективные модули Юнга ЕА, Ем определяли по кривым ст(с) в области развития МП под нагрузкой. Расчеты для [001]-кристаллов NiFeGa(Co) проведены для двух температурных интервалов, соответствующих двум стадиям на зависимости acr (Т) с разными значениями a при деформации растяжением (рис. 9). Как видно из таблицы б, при учете разницы упругих модулей мартенсита и аустенита наблюдается согласие экспериментальных и теоретических даш1ых.

Таким образом, впервые дано теоретическое обоснование асимметрии критических напряжений образования мартенсита при изменении способа деформации в монокристаллах ферромагнитных сплавов Со№А1, №РеОа(Со), основанное на обобщенном уравнении Клапейрона - Клаузиуса (4) с учетом влияния на величину деформации превращения ориентации кристалла, способа деформации растяжение/сжатие и различие модулей упругости аустенита и мартенсита.

Сильная ориентационная зависимость и асимметрия при деформации растяжением и сжатием предела текучести высокотемпературной ЕЩГ^О-фазы и критических напряжений образования мартенсита определяют температурный интервал наблюдения СЭ ДТ^^к-Тда. Во-первых, в закаленных монокристаллах ТМ СЭ наблюдается только в высокопрочном состоянии: высокий уровень прочностных свойств В2-фазы достигается за счет увеличения концентрации № более 50.5 ат.% и ориентации оси сжатия вблизи [001]-напраш1ения. Во-вторых, в монокристаллах сплавов Со№А1, №РеОа(Со) во всех исследованных в работе ориентациях и структурных состояниях реализуются необходимые условия для наблюдения СЭ. В-третьих, широкий температурный интервал высокотемпературной СЭ при Т>373 К вплоть до 723 К имеет место в кристаллах, которые характеризуются низкими значениями стст, а= с!стС1У(1Т<0.6 МПа/К. Такие условия реализуются в [001]-, [012]-кристаллах сплавов Со№А1, №РсСта(Со) при деформации растяжением (рис. 9, табл. 7).

Таблица 7 - Экспериментальные значения и теоретическая оценка температуры начала появления СЭ Т$Е1 в монокристаллах сплавов N¡71, ЮТеОа(Со) и Со№А1

Химический состав Ориентация: способ деформации Экспериментальные значения Теоретические значения

а = dacr/dT, МПа/К тзкт тг S£l ±2 К TJKOt rr SE2 ■ K ±2 К ДСЬксп. МПа ±5 МПа TST.K Д^теор. МПа

Ti49.oNiM.o [1171 Р 4.3 238(А|+45) 298 280 235 (Af+42) 545

C040N133AI27 [0011 Р 0.6 373 (Af+75) 593 78 368 (Af+70) 102

[0011 С 2.1 318 (А(+20) 423 80 310 (Aj+12) 119

C035N135AI30 [001] Р 0.5 293 (Af+18) 583 30 285 (Af+10) 20

[0011 С 1.3 283 (Af+8) 376 40 280 (Af+5) 38

Ni54Fei9Ga27 L2i-14M-Ll0Mn [0011 Р 1.7/0.5 285 (Af+2) 703 18 285 (Af+2) 23

[001] с 2.0 283 (Af) 473 12 285 (Af+2) 35

Ni«Fe19Ga;7Co6 L2i-14M-Ll0Mn [001] Р 1.6/0.6 315 (Af+30) 723 44 290 (Af+7) 29

[001] с 2.1 288 (Ai+3) 423 24 286 (Ai+1) 26

*Р-растяжение, С-сжатие.

Температура Т<щ - минимальная температура появления полностью обратимой деформации в цикле нагрузка/разгрузка при исследовании СЭ - зависит от ориентации кристаллов, способа деформации и может превышать температуру Ас: Т5Е1=АГ +ДТ5,аь (табл. 7). Экспериментально установлено, что независимо от типа термоупругих МП в монокристаллах В2-сплавов максимальные значения стабилизации мартенсита напряжений до ДТ51аь=75 К наблюдаются при низких критических значениях образования мартенсита стсг при Т=АЬ низких значениях а=с)аС1/с1Т<2 МПа/К и широком механическом гистерезисе Да>50 МПа. В монокристаллах, которые характеризуются узким механическим гистерезисом Да=20+30 МПа и значениями а=с1стС1Л1Т>2 МПа/К эффекты стабилизации мартенсита напряжений отсутствуют ДТ5,аь=0 или выражены

слабее ДТ5,аЬ < 20 К (табл. 7). Критерием начала температурного интервала СЭ являются условия:

<7(т(Г1)>ДО- = 2-ст0+Г~; Т5ЕІ>А, + а0~. (5)

Здесь а0 - минимальные критические напряжения возникновения мартенсита под нагрузкой (при Т=МЯ). Оценки показывают, что рассчитанные значения по соотношениям (5) хорошо согласуются с экспериментально найденным значениям Т5Е1 (табл. 7). Значит, данный критерий можно использовать для прогнозирования температурного интервала СЭ в В2-сплавах с термоупругими МП.

В [001]- и [011]-кристаллах сплавов Со№А1, №РеОа(Со) при деформации сжатием температура конца СЭ (Т5Ез) оказывается значительно на 150+200 К ниже температуры МС1 (рис. 9). Можно предположить, что в интервале температур Т5Е2<Т < Ма образование мартенсита напряжений сопровождается локальным пластическим течением высокотемпературной фазы, возрастает сопротивление движению межфазных границ «аустенит-мартенсит» и обратные МП при разгрузке не происходят. Это предположение о взаимосвязи начала локального пластического течения и механической стабилизации мартенсита напряжений при Т=Т5Е2 подтверждается следующим экспериментальным фактом. В закаленных кристаллах Со№А1, №РеОа(Со) температура Т5ез достигается при растяжении и сжатии при близких напряжениях (рис. 9). Отсюда следует, что для достижения максимальных значений Т5Е2 необходимо выбирать такой способ деформации и такие кристаллографические ориентации, которые будут обеспечивать минимальные низкие значения а=скгсг/<1Т<0.6 МПа/К (табл. 7).

Исходя из анализа полученных экспериментальных данных, независимо от конкретного типа МП можно предложить следующую схему (рис. 10), описывающую зависимость температурного интервала СЭ от ориентации кристаллов, способа деформации и микроструктуры гетерофазных кристаллов В2(Ь21)-сплавов ТІМ, СоМіАІ, №РеОа(Со). При разработке схемы за основу принимали идеи ОЬика К., \Vayman С.М. о прочностных свойствах В2-фазы: высокопрочному состоянию соответствует кривая НА и низкопрочному - кривая Бд. Отличие предлагаемой схемы от ранее известных подходов состоит в том, что вводится представление о высокопрочном (линия Нм) и низкопрочном (линия вм) мартенсите напряжений. В соответствии с соотношением (4) высокопрочному мартенситу напряжений (Нм) соответствуют низкие значения деформации превращения є„ и высокий коэффициент а=ёстсг/с1Т, а низкопрочному (Эм) - напротив, большие значения є,г и низкий коэффициент а^(1асгЛ1Т. Температура конца интервала СЭ Т^? определяется достижением напряжений Орі, при которых рост кристаллов мартенсита сопровождается генерацией дефектов, препятствующих обратному МП, и завершается СЭ.

Рисунок 10 - Схема, описывающая формирование высокотемпературной СЭ

Из схемы следует, что, во-первых, низкопрочный мартенсит напряжений, низкие значения стсг, а=с!стс,/с1Т являются более предпочтительным условием для наблюдения широкого температурного интервала СЭ ДТ5Е даже в сочетании с низкопрочным аустенитом (5МХ8Л), что достигается в монокристаллах №РеОа(Со) с максимальным температурным интервалом СЭ за счет изменения последовательности межмартен-ситных превращений. Во-вторых, уровень напряжений аСг(Ма) однозначно не определяет температурный интервал СЭ и Т5Е2. Видно, что аС1(Ма) при сочетании «мягкого» аустенита (Бд) с высокопрочным мартенситом напряжений (Нм) и высокопрочного аустенита (НА) с «мягким» мартенситом напряжений (8М) имеют близкие значения

{М"М^А) - асг(Л^мХ"л). Однако, в первом случае НМ*8А СЭ вообще не наблюдается или температурный интервал СЭ имеет минимальные значения, тогда как при сочетании ЯМ*НА, наоборот, имеет место максимальный температурный интервал СЭ. Уровень прочностных свойств высокотемпературной фазы и механизмы взаимодействия дисперсных частиц с кристаллами мартенсита определяют зависимость механического гистерезиса Да от степени деформации, температуры испытания и уровня критических напряжений образования мартенсита.

Выявлены основные особенности и развиты микромеханические модели развития МП под нагрузкой в структурно-неоднородных кристаллах.

Как показывает анализ экспериментальных кривых ст(с) в температурном интервале развития СЭ в низко прочных гетерофазных кристаллах В2(Ь2!)-сплавов, содержащих крупные частицы, размером с1>100нм, деформация на кривых ст(е) развивается с высоким коэффициентом деформационного упрочнения 0=с1а/с1е (рис. II, г). В данном случае СЭ наблюдается в узком температурном интервале ДТ5е<Ю0 К, и обратимые МП под нагрузкой сопровождаются увеличением механического гистерезиса Да с ростом степени заданной деформации и температуры испытания. Частицы размером с!>100 нм являются источниками зарождения и роста нескольких вариантов мартенсита, и МП под нагрузкой имеет многовариантный характер. Взаимодействие вариантов мартенсита друг с другом приводит к росту упругой энергии, увеличению диссипации энергии, и это проявляется как в росте напряжений, необходимых для продолжения МП под нагрузкой, так и в увеличении механического гистерезиса До с ростом заданной деформации или, соответственно, объемной доли мартенсита.

Рисунок 11 - Кривые с(е) для состаренных монокристаллов Ti49oNi5i 0, демонстрирующие одновариантный (о-в) и многовариантный (г) характер развития термоупругих МП под нагрузкой: а,6 - старение при 673 К, 1 ч, ориентация кристалла [011]; в - старение при 673 К, 1 ч, ориентация кристалла [112]; г - старение при 823 К, 1.5 ч, ориентация кристалла [112]

В высокопрочных однофазных и гетерофазных кристаллах, содержащих нанораз-мерные частицы (d<40 нм), наблюдается одновариантый характер развития МП под нагрузкой - при МП зарождается и растет один вариант мартенсита с максимальными значениями сдвиговых напряжений или, что эквивалентно, максимальным значениям фактора Шмида. В этом случае СЭ наблюдается в широком температурном интервале ДТ5Е>100 К, МП развивается с низкими значениями 6=dc/ds, механический гистерезис Дс слабо зависит от объемной доли мартенсита и степени деформации (рис. 11, а-в).

Высокая плотность геометрически необходимых двойников, которая возникает в кристаллах с наноразмерными частицами и при образовании 14М-мартенсита, приводит к процессам «скрытого» упрочнения. Так в кристаллах с осью деформации вдоль [111]-, [110]-, [001]-направлений по геометрическим причинам может возникать под нагрузкой несколько равнозначных вариантов мартенсита, однако этого не происходит. Мартенситный вариант, который зародился первым, становится доминирующим из-за затруднения процессов пересечения вариантов мартенсита, содержащих высокую плотность двойников. Этот процесс оказывается качественно аналогичным эффектам «скрытого» упрочнения в ГЦК кристаллах, содержащих когерентные частицы, срезаемые дислокациями скольжения.

Исходя из термодинамического анализа развития МП под нагрузкой, можно определить изменение обратимой |ДОге>.| и рассеянной |AGf,] энергии при превращении на основе экспериментальных значений критических напряжений прямого и обратного МП по кривой о(е) при проявлении СЭ. Если величина гистерезиса Дс не зависит от объемной доли мартенсита: аМ!-Сд(^оМгОА5=До, как экспериментально наблюдается в высокопрочных кристаллах (рис. 11, а-в), то величина рассеяния энергии не будет зависеть от объемной доли мартенсита при развитии МП под нагрузкой. В этом случае рассеяние энергии связано только с действием сил трения при обратимом движении межфазной границы, и образование дефектов кристаллического строения в процессе развития МП под нагрузкой не происходит. Тогда в высокопрочных кристаллах рост напряжений при развитии МП под нагрузкой связан с накоплением упругой энергии, которая не релаксирует за счет образования дефектов и является движущей силой обратного МП. Такой характер развития МП под нагрузкой наблюдается в состаренных при 673 К, 1-1.5 ч монокристаллах TiNi (CN¡>50.6 ат.%), всех исследованных ориентации в закаленных [001]-кристаллах и во всех исследованных ориентациях состаренных при Т < 773 К монокристаллах сплавов CoNiAl, NiFeGa(Co).

В высокопрочных состояниях монокристаллов однофазных и гетерофазных сплавов NiTi, CoNiAl, NiFeGa(Co) имеет .место два типа зависимости величины механического гистерезиса До от температуры испытания и уровня деформирующих напряжений: 1) Да не зависит от температуры испытания, что наблюдается в [001]-ориентациях 2-го класса, для которых раздвойникование кристаллов мартенсита не дает вклада в деформацию превращения; 2) уменьшение механического гистерезиса с ростом температуры испытания в 5+7 раз в монокристаллах TiNi, CoNiAl в широком температурном интервале ~ 100+200 К и в 50+100 раз в [001]-кристаллах NiFeGa, NiFeGaCo при растяжении наблюдается при одновариантном развитии МП под нагрузкой в ориентациях 1 -го класса, для которых раздвойникование кристаллов мартенсита дает существенный вклад в деформацию превращения (рис. 11, 12). Петли СЭ в температурном интервале 390К+450К в [001]-кристаллах NiFeGaCo характеризуется узким гистерезисом Да-1+3 МПа с величиной обратимой деформацией eSE<4 %.

Рисунок 12 -Зависимость величины механического гистерезиса До от температуры для [001]-монокристаллов сплавов Со№А1, №реОа(Со) (а); кривые <т(е) для [001]-кристаллов №РеСаСо при Т=320 К (б) и Т=420 К (в), деформация растяжением

Такая аномально низкая величина рассеяния энергии в этих монокристаллах при развитии МП под нагрузкой, как показывают проведенные в работе оценки, создает необходимые условия для реализации в этих материалах обратимых магнитоиндуци-рованных деформаций за счет разделения петель СЭ при включении/выключении магнитного поля.

Уменьшение механического гистерезиса с ростом температуры испытания и уровня деформирующих напряжений связано с одновременным действием нескольких факторов: с развитием МП в условиях упругодеформированного аустенита и мартенсита, что может приводить к изменению тонкой структуры кристаллов мартенсита и к уменьшению деформации превращения; с уменьшением влияния предпереходной доменной структуры на величину рассеяния энергии при развитии МП; с уменьшением сил трения при движении межфазных и двойниковых границ в мартенсите за счет термоактивируемого уменьшения взаимодействия движущихся границ раздела с дефектами кристаллической структуры кристаллов и наноразмерными частицами, не испытывающими МП.

В четвертом разделе «Закономерности развития термоупругих мартенситных превращений и функциональные свойства состаренных под нагрузкой монокристаллов сплавов Т1№, СоХЬУ» представлены результаты исследования влияния старения под нагрузкой на развитие термоупругих МП, ЭПФ и СЭ в монокристаллах сплавов Т1№, Со№А1. Старение под растягивающей/сжимающей нагрузкой 100-150 МПа вдоль [II1]-, [112]-, [122]-направлений в кристаллах ТОП и вдоль [123]-, [011]-направлений в кристаллах Со1мА1 приводит к сокращению числа кристаллографических вариантов неравноосных дисперсных частиц Т1,№4 и е-Со. При старении кристаллов Т1№ в свободном состоянии при 673+823 К, 1+1.5 ч выделяется четыре кристаллографически эквивалентных варианта частиц Т13№4 размером от 25 до 400 нм с плоскостью габитуса вдоль соответственно четырех плоскостей типа {111}в2 (кристалл А). При старении под растягивающей нагрузкой в [111]-монокристаллах Т1№ образуется один вариант частиц Т13№4, нормаль к плоскости габитуса которых составляет -70° с осью растяжения (кристалл В). При старении под сжимающей нагрузкой этих кристаллов растет один вариант частиц с нормалью к плоскости габитуса частиц, совпадающей с осью сжатия [111] (кристалл С).

При ориентированном расположении частиц за счет суммирован™ локальных полей напряжений, возникающих из-за различия параметров кристаллических решеток частицы и матрицы, в кристалле появляются внутренние дальнодействующие поля напряжений <а<з>, которые определяют закономерности развития МП, ЭПФ и СЭ. При близких размерах частиц Т13№4, особенности проявления СЭ, ЭПФ, определяют-

ся числом вариантов частиц (кристаллы А по сравнению с В и С) и при одном варианте частиц - их ориентацией относительно оси растяжения (кристаллы В и С).

Впервые установлено, что состаренные монокристаллы Со35№з5А1зо под сжимающей нагрузкой вдоль [011]-направления и под растягивающей нагрузкой вдоль [123]-направления при охлаждении испытывают В2-1Л0 МП при более высоких температурах на величину ДМ5~50 К за счет наличия внутренних дальнодействующих полей напряжений по сравнению с кристаллами, состаренными без нагрузки (рис. 13). Оценка, проведенная с использованием соотношения Кпапейрона-Клаузиуса, показывает, что дальнодействующие внутренние поля напряжений, которые приводят к смещению температуры М, на 50 К, в состаренных под нагрузкой в [123]- и [011]-кристаллах Соз5№з5А1зо составляют <оо>~80 МПа. Близкие значения получены для состаренных под нагрузкой монокристаллов Т1№ <ао>~30+ 60 МПа в зависимости от объемной доли частиц ((-6+16 %).

Независимо от типа МП (В2-11-В19' в кристаллах "П№; В2-1Л0 в кристаллах Со№А1) и кристаллической структуры частиц размером 10+40 нм в состаренных под нагрузкой кристаллах по сравнению с состаренными в свободном состоянии наблюдаются следующие особенности проявления функциональных свойств (рис. 13-15).

Во-первых, ориентированный рост частиц способствует увеличению прочностных свойств высокотемпературной В2-фазы на 100+200 МПа и расширению в 1.2+1.5 раза температурного интервала СЭ. Во-вторых, в состаренных под нагрузкой кристаллах развитие обратимых МП протекает с меньшей величиной рассеяния энергии, и, соответственно, меньшей величиной механического гистерезиса Да по сравнению с кристаллами, состаренными в свободном состоянии при условии, что один и тот же вариант мартенсита имеет преимущественную ориентацию под действием внутренних и внешних напряжений (рис. 13, 14).

Ы,

МПа

НМПа. 400.

300.

200

100.

0.

ИМПа 600

"Т-гр<

5 И, M

1-г

Рисунок 13 - Зависимость критических напряжений от температуры осг{Т) в [011]-кристаллах C035N135AI30 в закалённом состоянии (кривая 1), состаренных при 673 К, 0.5 ч без нагрузки (кривая 2) и под нагрузкой (кривая 3) состояниях (а) и соответствующие кривые а(е) при Т=293 К для закаленного (б) и состаренного под нагрузкой (в) состояний

В-третьих, обнаружено явление упругого двойникования с обратимой деформацией до srev— 1.4 %, которое связано с переориентацией кристаллов R-фазы в поле внешних напряжений. Этим новым функциональным свойством обладают [111]- и [112]-монокристаллы Ti49 2Ni50 8, состаренные при 673 К, 1 и 1.5 ч под сжимающей нагрузкой (С-кристаллы) (рис. 14, в).

В-четвертых, в монокристаллах новых ферромагнитных сплавов CoNiAl впервые за счет старения под нагрузкой вдоль [123]- и [011]-направлений созданы условия для наблюдения двойного ЭПФ. Макимальная величина обратимой деформации при

охлаждении/нагреве в свободном состоянии составляет: е=+1.8(±0.3) % в состаренных под растягивающей нагрузкой [123]-кристаллах Со№А1, е=-2.1(±0.3)% в состаренных под сжимающей нагрузкой [011]-кристаллах Со№А1. В состаренных без нагрузки монокристаллах двойного ЭПФ не наблюдается.

Рисунок 14 - Кривые <т(е) в зависимости от степени деформации для [111]-монокристаллов сплава Тим^ол, состаренных при Т=673 К, 1 ч: а - под растягивающей нагрузкой (В-кристаллы); 6, в- под сжимающей нагрузкой (С-кристаллы) при исследовании СЭ (Т,> А^ (б) и обратимой деформации в температурном интервале М* < Т, < Те. (в).

Предложено объяснение физической природы этих явлений на основе развития модели ориентированного и неориентированного мартенсита с учетом влияния внутренних дальнодействующих полей напряжений, возникающих при ориентированном расположении дисперсных частиц, на зарождение и рост кристаллов мартенсита. В монокристаллах Тл№, состаренных под растягивающей нагрузкой (В-кристаллы) неориентированного мартенсита не должно наблюдаться из-за совпадения максимальных значений упругих полей от частиц с максимальными сдвиговыми напряжениями в системах сдвига для В2-И и 11-В19' МП при действии внешних напряжений. В С-кристаллах, состаренных под сжимающей нагрузкой, весь мартенсит, который зарождается вблизи частиц при охлаждении, оказывается неориентированным, поскольку частицы своим габитусом ориентированы вдоль оси растяжения. Поэтому физическая причина появления обратимой деформации в интервале М5<Т<ТК в С-кристаллах и ее отсутствие в А- и В-кристаллах связано с переориентацией под действием внешней нагрузки кристаллов Я-мартенсита, образовавшихся при охлаждении в соответствии с внутренними полями напряжений, и возвратом этих кристаллов в исходное состояние при снятии нагрузки. При развитии МП под нагрузкой при Т>Аг в С-кристаллах, ориентированный мартенсит взаимодействует с неориентированным, что приводит к увеличению силы трения для движения межфазных границ с ростом объемной доли мартенсита. В результате С-кристаллы характеризуются максимальным механическим гистерезисом Лет и минимальной обратимой деформацией при исследовании СЭ по сравнению с В-кристаллами (рис. 14 а, б).

С этих же позиций влияния внутренних полей напряжений на процессы зарождения 1Л(¡-кристаллов мартенсита можно объяснить различный знак двойного ЭПФ в состаренных под нагрузкой [011]- [123]-монокристаллах Со№А1 (рис.15). В состаренных под сжимающей нагрузкой [011]-кристаллах частицы е-Со должны быть ориентированы почти перпендикулярно оси деформации, тогда как в образцах [123]-кристаллов, состаренных под растягивающей нагрузкой, наоборот, параллельно оси деформации. Поэтому, при охлаждении/нагреве под действием минимальных сжимающих напряжений а=КЗ МПа, позволяющим фиксировать изменение размеров образца, внутреннее поле напряжений <ас> - 80 МПа от частиц, расположенных

перпендикулярно оси деформации, приводит к росту варианта LI0-мартенсита, который уменьшает размеры [011]-кристалла.Если частицы расположены почти параллельно оси деформации, то под действием внутренних напряжений <оо>~80 МПа растет вариант Ll0- мартенсита, который увеличивает размеры образца вдоль оси деформации, как это наблюдается в состаренных под нагрузкой [123]-монокристаллах Со35№з5А1з0 (рис. 15). Под действием постоянных внешних сжимающих напряжений о>80 МПа превышающих внутренние дальнодействующие поля напряжений, при охлаждении/нагреве растут варианты мартенсита, преимущественно ориентированные по отношению к внешним напряжениям, и размеры кристаллов во всех ориентациях уменьшаются.

ориентированным 1Л0-мартенсит е^-а соответствии с внутренними полями напряжений

е, %

в2-аустс|{ит

ориентированный L1 „-мартенсит в соответствии \ с внешними напряжениями

Рисунок 15 - Кривые е(Т) при охлаждении/нагреве под действием постоянных сжимающих напряжений для [123]-монокристаллов Со^ЬНз^АЬо, состаренных при 673К, 0.5 ч под растягивающей нагрузкой 100 МПа

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. Экспериментально установлены закономерности изменения температуры начала мартенситных превращений при охлаждении М3 в зависимости от химического состава кристаллов, размера и объемной доли дисперсных частиц в монокристаллах В2(Ь21)-сплавов ТйчЧ, Со№А1, №РеОа(Со).

Достижение высокопрочного состояния за счет выделения наноразмерных частиц независимо от типа мартенситного превращения (В2-11-В19' в монокристаллах Т1№; В2-1Л0 в монокристаллах Со№А1, Ь2Г 14М-(И0) в кристаллах №ТеОа(Со)) и кристаллической структуры частиц размером 10+40 нм приводит к высокому уровню накопленной при прямом превращении обратимой (упругой и поверхностной) энергии |ДОге,|, увеличению сопротивления движению межфазных границ со стороны частиц 1ДОй|. Это определяет уменьшение температуры М5 по сравнению с закаленным состоянием вплоть до полного подавления превращения при охлаждении до 77 К при увеличении объемной доли частиц и развитие обратного превращения при Л,<М5 или А5<Т0 (Т0 - температура химического равновесия фаз) в условиях противодействующей химической движущей силы за счет обратимой энергии, накопленной при прямом превращении (0.5)ДС,„У|ДСт1г)>1).

В низкопрочных кристаллах с частицами размером с1>100 нм и межчастичным расстоянием Л>100 им температура М5 контролируется химическим составом матрицы после старения и внутренними напряжениями, возникающими из-за различия параметров решеток частицы и матрицы. Мартенситное превращение в таких состаренных кристаллах развивается в межчастичных промежутках, граница «частица - матрица» является местом преимущественного зарождения кристаллов мартенсита и

о.5|догеу|/|дай|<1.

При формировании бимодальной гетерофазной структуры в монокристаллах сплавов "П-(51.0-51.5)ат.%№ обнаружено развитие И-В19' мартенситного превращения в две стадии: под действием локальных полей напряжений вблизи частиц Т13№4 размером 400-н430 нм (при межчастичном расстоянии Х>200 нм) превращение происходит при более высокой температуре, чем в областях между крупными частицами, которые содержат изоморфные матрице наноразмерные частицы р'-фазы.

2. Впервые экспериментально показано, что в гетерофазных монокристаллах сплавов "П№ и №РеОа развитие прямого мартенситного превращения в свободном состоянии и под нагрузкой характеризуется более широким температурным интервалом прямого превращения Д^МрМ., по сравнению с температурным интервалом обратного превращения Дг=А( -А, (Д!>Д2), величина температурного гистерезиса Г2=А5-Мг больше величины Г]=АгМ5 (Г2>Г[). Отношения Д]/Д2 и Г2/Г] возрастают с уменьшением размера частиц и увеличением их объемной доли. На основе гетерофазных монокристаллов сплава "П№ разработана и экспериментально подтверждена микромеханическая модель, объясняющая эти особенности развития мартенситных превращений. Модель основана на учете зависимости плотности геометрически необходимых двойников в кристаллах мартенсита, возникающих для достижения совместности мартенситной деформации матрицы с упругой деформацией частиц, от расстояния между частицами X. При прямом Я-В19' мартенситном превращении составные двойники возникают для достижения совместности мартенситной деформации матрицы с упругой деформацией частиц. Для начала обратного В19'-В2 превращения необходимо преодолеть энергетический барьер, связанный с раздвойникованием мартенсита и соответственно достичь значительного перегрева Г2=А5-Мг. Дальнейшее развитие обратного превращения происходит по «взрывной» кинетике с малыми значениями Д2 из-за расконсервации упругой энергии при раздвойниковании.

3. В однофазных монокристаллах сплавов "П№, Со№А1, №РеОа(Со) величина эффекта памяти формы е5ме в экспериментах при деформации кристалла в мартенситном состоянии при Т<МГ зависит от ориентации кристалла, способа деформации и совпадает с теоретическими значениями деформации решетки е0 при данном типе мартенситного превращения (В2-В19', В2-Ы0 и Ь2г14М-1Ло). Впервые показано, что при деформации растяжением в температурном интервале М5+Мг в [001]-монокристаллах Т1,9.4№5о.б экспериментальные значения эффекта памяти формы 85МЕ=6.2(±0.3) % более чем в 2 раза превышают теоретическую деформацию решетки для В2-В19' превращения (е0=2.7 %) и в [011]-монокристаллах ЮТева величина е5МЕ=5.9(±0.3) % в 1.5 раза превышает теоретическую деформацию решетки для В2(!.20-Ыо мартенситных превращений (е0=4.1 %). Установлены условия наблюдения этого явления: 1) выбор ориентации кристалла с высокими прочностными свойствам аустенита за счет низких факторов Шмида для действующих систем скольжения, в которой по геометрическим условиям нагружения раздвойникование вариантов мартенсита охлаждения затруднено (ориентация 2-го класса); 2) деформации кристалла в условиях низких модулей упругости и минимальных критических напряжений мартенситного сдвига в температурном интервале М5+Мг. Физическая причина увеличения обратимой деформации связана с развитием пластического течения мартенсита за счет механического двойникования, которое оказывается полностью или частично обратимым при разгрузке и нагреве до Т>Аг в высокопрочном состоянии. Развитие дислокационного скольжения одновременно с механическим двойниковани-ем по плоскостям {113}в19'И {201 }В19. в В19'-мартенсите (монокристаллы сплава Тг№) и по плоскостям {110}ио в И0-мартенсите (монокристаллы сплава №РеОа) в низко-

прочных монокристаллах приводит к закреплению механических двойников и их наследованию в высокотемпературной фазе как {112}в2 и {114}В2 двойников.

4. Выделение дисперсных частиц в монокристаллах сплавов Т1№ приводит к ослаблению ориентационной зависимости величины эффекта памяти формы по сравнению с однофазными кристаллами.

В гетерофазных кристаллах с частицами размером <¿<40 нм и объемной долей частиц % в ориентациях 2-го класса, в которых раздвойникование мартенсита подавлено, при Т~М5 сохраняются аномально высокие значения эффекта памяти формы бвми. превышающие более чем в 1.5 раза теоретическую величину деформации решетки Ео, как и в однофазных кристаллах. В ориентациях 1-го класса, в которых раздвойникование мартенсита дает значительный вклад в деформацию превращения, наблюдается уменьшение величины эффекта памяти формы е5МЕ по сравнению с закаленным состоянием и теоретической величиной деформации решетки е0 за счет подавления дисперсными частицами раздвойникования кристаллов мартенсита. В результате наблюдается ослабление ориентационной зависимости величины эффекта памяти формы.

Выделение частиц размером с1>100 нм приводит к уменьшению величины эффекта памяти формы 65МЕ с уменьшением межчастичного расстояния и ростом объемной доли дисперсных частиц от 3 до 16 % по сравнению с закаленным состоянием. В монокристаллах Т1485№515, содержащих частицы размером ~ 400 нм (объемная доля Г-1 б %), обнаружено почти полное отсутствие ориентационной зависимости величины эффекта памяти формы. Это определяется дополнительным вкладом в уменьшение обратимой деформации, связанным с образованием неориентированного мартенсита, который генерируется упругими полями от частиц нескольких кристаллографических вариантов размером (1>100 нм, затруднением его переориентации и раздвойникования под действием внешних напряжений.

5. На монокристаллах В2(Ь2!)-с плавов 'П№, Со№Л1, №РеОа(Со) экспериментально обнаружена ориентационная зависимость и асимметрия критических напряжений образования мартенсита аст, величины сг'с1асг/с1Т и стадийности с разными значениями а на зависимости аС1(Т) в температурном интервале развития мартенситных превращений под нагрузкой М,<Т<Ма.

В высокопрочном состоянии стадийность на зависимости стС[(Т) связана с наличием межмартенситных В2-11-В19' и Ь21-14М-Ы0 превращений и определяется ориентацией кристалла и способом деформации. Необходимым условием для наблюдения стадийности на зависимости аС1(Т) при развитии мартенситных превращений под нагрузкой является различие деформации превращения вдоль данной ориентации кристалла при межмартенситных переходах. Ориентационная зависимость и асимметрия ас,(Т) и величины а=(1стС1МТ в этих кристаллах при Ма<Т<М<) описываются обобщённым уравнением Клапейрона - Клаузиуса с учетом влияния на величину деформации превращения ориентации кристалла, способа деформации растяжение/сжатие, наличия не испытывающих превращений дисперсных частиц и различия модулей упругости аустенита и мартенсита.

6. Температурный интервал сверхэластичности в однофазных и гетерофазных монокристаллах В2(Ь21)-сплавов Т1№, Со№А1, №РеС}а(Со) определяется наряду с уровнем прочностных свойств высокотемпературной фазы величиной а=с]аС1Л1Т, характеризующей рост критических напряжений образования мартенсита с увеличением температуры в интервале развития мартенситных превращений под нагрузкой. С ростом прочностных свойств В2(Ь20-фазы при выборе ориентации оси деформации вблизи [001]-направления и при упрочнении материала наноразмерными частицами

наблюдается закономерное увеличение температурного интервала сверхэластичности в однофазных и гетерофазных монокристаллах. В высокопрочных монокристаллах "П4».о№я.о, содержащих частицы размером 25+35 нм, температурный интервал сверхэластичности увеличивается почти в 5 раз и составляет ДТсэ=140+150 К по сравнению с низко прочными кристаллами с частицами размером более 100 нм.

Предложен критерий высокотемпературной сверхэластичности, который состоит в достижении высокопрочного состояния высокотемпературной фазы за счет выбора ориентации кристаллов, упрочнения при отклонении от стехиометрического состава и выделения наноразмерных частиц одновременно с минимизацией температурной зависимости критических напряжений, необходимых для начала мартенситного превращения под нагрузкой (а=(1ас(/<1Т<0.6 МПа/К). Максимальные температурные интервалы сверхэластичности до ДТ5Е=280 К и ДТ$е=420К, и высокотемпературная сверхэластичность вплоть до температуры испытания 593 и 720 К наблюдаются при деформации растяжением в [001]-монокристаллах сплавов Со№А1 и №РеОа(Со), соответственно. Увеличение а~(1аС1Л1Т>1.0 МПа/К при деформации сжатием в [001]-монокристаллах Со№А1 и №РеОа(Со) сокращает температурный интервал сверхэластичности более чем в 2 раза.

7. В монокристаллах сплавов "П№, Со№А1, №РеОа(Со) экспериментально обнаружено явление стабилизации мартенсита напряжений, которое заключается в увеличении температуры начала сверхэластичности Т5С1 выше температуры конца обратного мартенситного превращения при нагреве А{ (Т5е1=А(+ДТ8,аЬ). Независимо от конкретного типа развития мартенситных превращений величина стабилизации определяется соотношением величины критических напряжений образования мартенсита осг, значений а=с!аС1Л1Т и величиной механического гистерезиса Да. Максимальные значения стабилизации ДТ8,аь=75 К мартенсита напряжений достигаются при растяжении [001]-кристаллов Со40№ззА127, которые характеризуются низкими критическими напряжениями для развития мартенситных превращений под нагрузкой, низкими значениями а=с1асг/с1Т<0.6 МПа/К и широким механическим гистерезисом Да~80 МПа. Повышение а=с1стсг/сЗТ>1.0 МПа/К и уменьшение механического гистерезиса до Да<20 МПа в монокристаллах сплава М.^Ре^Оа^ приводят к отсутствию стабилизации мартенсита напряжения во всех исследованных ориентациях при деформации растяжением и сжатием.

8. Экспериментально показано, что в монокристаллах сплавов №Т1, Со№А1, ЮТеОа(Со) зависимость механического гистерезиса Да от температуры испытания и степени деформации, независимо от типа мартенситного превращения и кристаллической структуры частиц, определяется уровнем прочностных свойств высокотемпературной фазы, ориентацией кристалла и механизмом взаимодействия дисперсных частиц с кристаллами мартенсита.

В низкопрочных гетерофазных кристаллах, содержащих дисперсные частицы размером с1>100 нм с межчастичным расстоянием )>100 нм, наблюдается увеличение механического гистерезиса Да с ростом температуры испытания и степени деформации в температурном интервале наблюдения сверхэластичности. Такая зависимость определяется многовариантным характером развития мартенситного превращения под нагрузкой, что приводит к увеличению рассеяния энергии с ростом объемной доли мартенсита и температуры испытания и к высоким значениям коэффициента деформационного упрочнения 9=ба/8е на кривых а(е) при развитии прямых и обратных превращений под нагрузкой.

9. В высокопрочных состояниях монокристаллов однофазных и гетерофазных сплавов Со№А1, №РеОа(Со) с дисперсными частицами размером <¿<40 нм рас-

тет один вариант мартенсита с максимальными значениями сдвиговых напряжений (ориентированный мартенсит), кривые с(е) характеризуются низкими значениями 0=3ст/5е, зависимость величины механического гистерезиса Да от степени деформации отсутствует. Впервые показано, что температурная зависимость Да в высокопрочном состоянии определяется ориентацией кристалла: 1) величина механического гистерезиса не зависит от температуры испытания в ориентациях 2-го класса, для которых раздвойникование кристаллов .мартенсита не дает вклада в деформацию превращения; 2) величина гистерезиса Да уменьшается в 5+7 раз в монокристаллах сплавов TiNi, CoNiAl и в 50+100 раз - в кристаллах сплавов NiFeGa(Co) с ростом температуры испытания в ориентациях 1-го класса, для которых раздвойникование кристаллов мартенсита дает существенный вклад в деформацию превращения. Аномально низкие значения рассеяния энергии при развитии МП под нагрузкой (Да=1+3 МПа) в ферромагнитных монокристаллах сплава Ni49Fe18Ga27Co6 создают необходимые условия для реализации обратимых магнитоиндуцированных деформаций.

10. Уменьшение механического гистерезиса Да с ростом температуры испытания и уровня деформирующих напряжений в высокопрочных состояниях монокристаллов однофазных и гетерофазных сплавов NiTi, CoNiAl, NiFeGa(Co) с дисперсными частицами размером d<40 нм сопровождается уменьшением обратимой деформации при исследовании сверхэластичности и связано с одновременным действием нескольких факторов:

• с уменьшением сил трения при движении межфазной границы и двойниковых границ в мартенсите за счет уменьшения влияния предпереходной доменной структуры и термоактивируемого взаимодействия движущихся границ раздела с дефектами кристаллической структуры кристаллов и наноразмерными частицами, не испытывающими мартенситных превращений;

• с развитием мартенситных превращений в условиях упругодеформированного аустенита и мартенсита, что может приводить к изменению плотности двойников кристаллов мартенсита и уменьшению деформации превращения.

11. Экспериментально показано, что при старении под растягивающей/сжимающей нагрузкой 100-150 МПа вдоль направлений [111], [112], [122], [123J и [011] в монокристаллах сплавов TiNi, CoNiAl приводит к уменьшению числа кристаллографических вариантов неравноосных дисперсных частиц. Ориентированный рост частиц способствует появлению внутренних дальнодействующих полей напряжений, увеличению температур мартенситных превращений, прочностных свойств высокотемпературной В2-фазы, уменьшению механического гистерезиса Да по сравнению с кристаллам!, состаренными в свободном состоянии. Впервые обнаружены следующие явления:

• двойной эффект памяти формы в состаренных под нагрузкой [011]-, [001]- и [123]-монокристаллах сплава Соз5№з5А1з0. Знак двойного эффекта памяти формы (увеличение/уменьшение размеров образца) зависит от ориентации кристалла, ориентации и знака приложенных напряжений при старении;

• явление упругого двойникования, которое связано с переориентацией кристаллов R-фазы в поле внешних напряжений в состаренных под сжимающей нагрузкой [111]- и [112]-монокристатлах Ti492Ni,0g с одним вариантом дисперсных частиц Ti3Ni4.

Предложено объяснение физической природы этих явлений на основе развития модели ориентированного и неориентированного мартенсита с учетом влияния внутренних дальнодействующих полей напряжений, возникающих при ориентированном расположении дисперсных частиц, на зарождение и рост кристаллов мартенсита.

Основные результаты работы представлены в следующих публикациях:

I.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 Российской академии наук. 2001. Т. 381. № 5. С. 610-613.

2. Чумляков Ю.И., Панченко Е.Ю., Киреева И.В. и др. Зависимость эффектов памяти формы и сверхэластичности от "гасла вариантов дисперсных частиц в монокристаллах никелида титана // Доклады Российской академии наук. 2002. Т. 385. № 2. С. 181-185.

3. Chumlyakov Yu.I., Panchenko E.Yu., Kireeva I.V., Shaporov D.A., Aksenov V.B., etc. The shape memory effect and superelasticity in single crystals of titanium-nickel aged under applied stress // Journal de Physique IV. 2003. V. 112. P. 799-802.

4. Чумляков Ю.И., Киреева И.В., Панченко Е.Ю., Аксенов В.Б., Кириллов В.А., Овсянников A.B., Захарова Е.Г., Сехитоглу X. Эффекты памяти формы и сверхэластичности в монокристаллах Ti-Ni и Fe-Ni-Co-Ti II Известия высших учебных заведений. Физика. 2003. Т. 46. № 8. С. 62-73.

5. Панченко Е.Ю., Киреева И.В., Чумляков Ю.И., Аксенов В.Б., Ефименко С.П., Караман И., Сехитоглу X. Особенности термоупругих мартенситных превращений в [001]-монокристаллах никелида титана // Доклады Российской академии наук. 2003. Т. 388. № 1.С. 51-55.

6. Панченко Е.Ю., Киреева И.В., Чумляков Ю.И., Овсянников A.B. Ориентацион-ная зависимость эффекта памяти формы и сверхэластичности в монокристаллах Ti-51ат.%№ // Вестник Новгородского государственного университета. 2003. № 23. С. 14-19.

7. Чумляков Ю.И., Киреева И.В., Караман П., Панченко Е.Ю. и др. Ориентацион-ная зависимость эффектов памяти формы и сверхэластичности в монокристаллах Со-NiGa, NiMnGa, CoNiAl, FeNiCoTi, TiNi // Известия высших учебных заведений. Физика. 2004. Т. 47. № 9. С. 4-20.

8. Панченко Е.Ю., Овсянников A.B., Киреева И.В., Чумляков Ю.И., Аксенов В.Б., Кукса М.П. Эффекты памяти формы, сверхэластичности и упругое двойникование R-мартенсита в состаренных под нагрузкой монокристаллах Ti-50.8aT%Ni // Физическая мезомеханика. 2004. Т. 7. Спец. выпуск. Ч. 1. С. 237-240.

9. Chumlyakov Yu.I., Panchenko E.Yu., Aksenov V.B., Kireeva I.V., Kuksa M.P., Ka-raman I., Sehitoglu H. The shape memory effect and superelasticity in Ti-Ni single crystals with one variant of dispersed particles // Journal de Physique IV. 2004. V. 115. P. 21-28.

10. Захарова Е.Г., Панченко Е.Ю., Овсянников A.B., Чумляков Ю.И. Эффект памяти формы и сверхэластичность в ферромагнитных монокристаллах Ni-Mn-Ga и Co-Ni-А1 // Известия высших учебных заведений. Физика. 2005. Т. 48. № 6. С. 19-20.

II. Панченко Е.Ю., Овсянников A.B., Чумляков Ю.И. и др. Асимметрия эффекта памяти формы и сверхэластичности при растяжении/сжатии в ферромагнитных монокристаллах Со4о№ззА127// Материаловедение. 2006. № 12. С. 6-10.

12. Чумляков Ю.И., Панченко Е.Ю., Киреева И.В. и др. Функциональные свойства ферромагнитных монокристаллов Co-Ni-Al, Ni-Fe-Ga, Co-Ni-Ga с термоупругими мартенситными превращениями // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2005. Т. 2. № 4. С. 17-23.

13. Панченко Е.Ю., Твердохлебова A.B., Чумляков Ю.И., Караман И., Сехитоглу X. Термоупругие мартенситные превращения, эффект памяти формы и сверхэластичность в. ферромагнитных монокристаллах Ni^Fe^Gaj? Н Известия РАН. Серия физическая. 2006. Т. 70. № 9. С. 1355-1359.

14. Панченко Е.Ю., Чумляков Ю.И., Овсянников A.B., Karaman I. Высокотемпературная сверхэластичность при B2-Ll0 мартенситных превращениях в кристаллах Со40№ззА127// Письма в журнал технической физики. 2007. Т. 33. вып. 13. С. 32-39.

15. Тимофеева Е.Е., Панченко Е.Ю., Чумляков Ю.И. Закономерности термоупругих мартенситных превращений в гетерофазных ферромагнитных монокристаллах Nu4Fe19Ga27 // Известия высших учебных заведений. Физика. 2007. Т. 50. № 10. С. 24-27.

16. Chumlyakov Y., Panchenko Е., Kireeva I. etc. Orientation dependence and tension/compression asymmetry of shape memory effect and superelasticity in ferromagnetic Co40Ni„Al27, Co49Ni21Ga!0 and Ni54Fei9Ga27 single crystals // Materials Science and Engineering A. 2008. V. 481-482. P. 95-100.

17. Панченко Е.Ю., Чумляков Ю.И., Киреева И.В. и др. Влияние дисперсных частиц Ti3Ni4 на мартенситные превращения в монокристаллах никелида титана // Физика металлов и металловедение. 2008. Т. 106. № 6. С. 597-603.

18. Чумляков Ю.И., Киреева И.В., Панченко Е.Ю. и др. Высокотемпературная сверхэластичность в монокристаллах CoNiGa, CoNiAl, NiFeGa, TiNi // Известия высших учебных заведений. Физика. 2008. Т. 51. № 10. С. 19-37.

19. Чумляков Ю.И., Панченко Е.Ю., Овсянников А.В. и др. Высокотемпературная сверхэластичность и эффект памяти формы в [001] монокристаллах Co-Ni-Al // Физика металлов и металловедение. 2009. Т. 107. № 2. С. 207-218.

20. 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 Мд^е^СЗа^СОб // Известия высших учебных заведений. Физика. 2010. Т. 53. № 11. С. 96-98.

21. Панченко Е.Ю., Чумляков Ю.И., Тимофеева Е.Е. и др. Ориентационная зависимость высокотемпературной сверхэластичности в ферромагнитных монокристаллах Ni-Fe-Ga // Деформация и разрушение материалов. 2010. № 2. С. 22-29.

22. Panchenko Е., Chumlyakov Y., Maier H.J., Timofeeva Е., Karaman I. Tension/compression asymmetry of functional properties in [001]-oriented ferromagnetic NiFeGaCo single crystals //Intermetallics. 2010. V. 18. P. 2458-2463.

23. Панченко Е.Ю., Чумляков Ю.И., Maier H., Кириллов В А., Канафьева A.C. Особенности развития термоупругих мартенситных превращений в состаренных монокристаллах ферромагнитного сплава CoNiAl // Известия высших учебных заведений. Физика. 2011. Т. 54. № 6. С. 96-102.

24. Чумляков Ю.И., Киреева И.В., Панченко Е.Ю. и др. Термоупругие мартенситные превращения в монокристаллах, содержащих дисперсные частицы // Известия высших учебных заведений. Физика. 2011. Т. 54. № 8. С. 96-108.

25. Тимофеева Е.Е., Панченко Е.Ю., Чумляков Ю.И., Maier Н. Закономерности развития термоупругих мартенситных превращений под сжимающей нагрузкой в [011]-монокристаллах ферромагнитного сплава NiFeGa // Известия высших учебных заведений. Физика. 2011. Т. 54. № 12. С. 116-118.

26. Панченко Е.Ю., Чумляков Ю.И., Тимофеева Е.Е. и др. Циклическая стабильность сверхэластичности в состаренных [723 ]-монокристаллах Ni49Fei8Ga27Co6 // Известие высших учебных заведений. Физика. 2012. Т.55. №9. С. 61-65.

27. Панченко Е.Ю., Чумляков Ю.И., Maier Н., Канафьева А.С., Кириллов В. А. Влияние старения в свободном состоянии и под нагрузкой на функциональные свойства [011]-монокристаллов Со^ЬНз^АЬо Н Известие высших учебных заведений. Физика. 2012. Т.55. №10. С. 19-27.

28. Тимофеева Е.Е., Панченко Е.Ю., Чумляков Ю.И., Тагильцев А.И. Высокотемпературная сверхэластичность в [0011-монокристаллах ферромагнитных сплавов NiFeGa // Вестник Тамбовского университета. Серия: Естественные и технические науки. 2013. Т. 18, вып. 4. С. 1615-1617.

29. Панченко Е.Ю., Чумляков Ю.И., Ефтифеева А.С. Влияние старения под растягивающей нагрузкой на функциональные свойства [123]-монокристаллов сплавов

со35№^а1зо //Вестник Тамбовского университета. Серия: Естественные и технические науки. 2013. Т. 18, вып. 4. С. 1755-1757.

30. Chumlyakov Yu., Kireeva I., Panchenko E., Karaman I., Maier H.J., Timofeeva E. Shape memory effect and high-temperature superelasticity in high-strength single crystals U Journal of Alloys and Compounds. DOI - http://dx.doi.org/10.1016/j.jallcom.2012.02.003.

Публикации в других научных изданиях:

31. Твердохлебова А.В., 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 высших учебных заведений. Физика. 2006. Т.49. № 3. Приложение. С. 72-74.

32. Чусов С.А., Панченко Е.Ю., Овсянников А.В., Чумляков Ю.И. Закономерности развития термоупругих B2-L10 мартенситных превращений в [001] ферромагнитных монокристаллах Со-Ni-Al // Известия высших учебных заведений. Физика. 2006. Т.49. № 3. Приложение. С. 77-78.

33. Овсянников А.В., Панченко Е.Ю., Чумляков Ю.И. Функциональные свойства монокристаллов Ti-50.8aT.%Ni, состаренных в свободном состоянии, под сжимающей и растягивающей нагрузкой // Известия высших учебных заведений. Физика. 2006. Т.49. № 3. Приложение. С. 56-57.

34. Е. Panchenko, Yu. Chumlyakov, Н. Maier, I. Karaman and К. Timofeeva. Asymmetry of functional properties in single crystal NiFeGa(Co) ferromagnetic shape memory alloys. Extended Abstracts, 3rd International Conference on Ferromagnetic Shape Memory Alloys. Dresden, 18.-22.07. 2011. P. 91-92.

Список цитируемой литературы

1. Скосырский А.Б., Дударев Е.Ф., Малёткина Т.Ю., Гирсова Н.В., Гришков В.Н. Влияние зеренной структуры на развитие мартенситных превращений в нанострукгур-ном никелиде титана // Известия вузов. Физика. 2009. № 5. С. 72-77.

2. Куранова Н.Н., Гундеров Д.В., Уксусников А.Н., Лукьянов А.В., Юрченко ЛИ., Прокофьев Е.А., Пущин В.Г., Валиев Р.З. Влияние термообработки на структурные и фазовые превращения и механические свойства сплава TiNi, подвергнутого интенсивной пластической деформации кручением // ФММ. 2009. Т. 108. № 6. С. 589-601.

3. 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. C8-665-670.

4. Karaca H.E., Karaman I., Basaran B. etc. On the stress-assisted magnetic-field-induced phase transformation in Ni2MnGa ferromagnetic shape memory alloys // Acta Mater. 2007. V. 43. P. 4189-4199.

5. Otsuka K., Ren X. Physical metallurgy of Ti-Ni-based shape memory alloys // Progress in Materials Science. 2005. T. 50. P. 511-678.

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

7. Fleck N.A., Muller G.M., Ashby M.F., Hutchinson J.W. Strain gradient plasticity: theory and experiment // Acta Metal. Mater. 1994. V. 42. N.2. P. 475-487.

8. Ii S., Yamauchi K., Maruhashi Y., Nishida M. Direct evidence of correlation between {201}bi9' and {114}ш deformation twins in TiNi shape memory alloys // Scripta Mater. 2003. V. 49. P. 723-727.

9. Киреева И.В., Чумляков Ю.И., Победенная З.В. и др. Ориентационная зависимость сверхупругости в ферромагнитных монокристаллах Co49Ni2iGa3o // ФММ. 2010. Т. 110. С. 81-93.

Тираж 100. Заказ 1015. Томский государственный университет систем управления и радиоэлектроники.

634050, г. Томск, пр. Ленина, 40. Тел. 533018.

ФЕДЕРАЛЬНОЕ ГОСУДАРСТВЕННОЕ БЮДЖЕТНОЕ ОБРАЗОВАТЕЛЬНОЕ УЧРЕЖДЕНИЕ ВЫСШЕГО ПРОФЕССИОНАЛЬНОГО ОБРАЗОВАНИЯ «НАЦИОНАЛЬНЫЙ ИССЛЕДОВАТЕЛЬСКИЙ ТОМСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ

УНИВЕРСИТЕТ»

На правах рукописи

05201450469

Панченко Елена Юрьевна

ЗАКОНОМЕРНОСТИ ТЕРМОУПРУГИХ МАРТЕНСИТНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ И МЕХАНИЗМЫ ОРИЕНТАЦИОННОЙ ЗАВИСИМОСТИ ФУНКЦИОНАЛЬНЫХ СВОЙСТВ В МОНОКРИСТАЛЛАХ ОДНОФАЗНЫХ И ГЕТЕРОФАЗНЫХ СПЛАВОВ

С В2(Ь2,)-СВЕРХСТРУКТУРОЙ

01.04.07 - физика конденсированного состояния

Диссертация на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

Научный консультант: доктор физ.-мат. наук, профессор Ю.И. Чумляков

Томск-2013

£

СОДЕРЖАНИЕ

ВВЕДЕНИЕ............................................................................................. 5

1 ЗАКОНОМЕРНОСТИ РАЗВИТИЯ ТЕРМОУПРУГИХ МАРТЕНСИТНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ ПРИ ОХЛАЖДЕНИИ/НАГРЕВЕ В МОНОКРИСТАЛЛАХ В2-ИНТЕРМЕТАЛЛИДОВ В ОДНОФАЗНОМ И ГЕТЕРОФАЗНОМ

СОСТОЯНИИ......................................................................................... 26

Введение............................................................................................ 26

1.1. Характеристики аустенитных и мартенситных фаз в сплавах Ть№, Со-№-А1 и №-Ре-Оа-(Со)................................................................................... 29

1.2. Закономерности термоупругих мартенситных превращений при охлаждении/нагреве в закаленных монокристаллах сплавов Со-№-А1 и монокристаллах М-Ре-Оа-(Со) после роста в исходном состоянии................ 33

1.2.1. Зависимость температур В2-В19'-мартенситного превращения, температурного гистерезиса от концентрации N1 в закаленных монокристаллах сплавов ТЦ50.3-51.5) ат.%№................................. 33

1.2.2. Термоупругие мартенситные превращения при охлаждении/нагреве в исходных монокристаллах №-Ре-Оа-(Со)........................................ 40

1.2.3. Термоупругие В2-Ыо мартенситные превращения при охлаждении/нагреве в закаленных монокристаллах сплава Со-№-А1....... 45

1.2.4. Термодинамическая модель для описания термоупругих МП в монокристаллах В2(Ь21)-сплавов Ть№, №-Ре-Оа-(Со), Со-№-А1 в исходном, закаленном состоянии................................................... 50

1.3. Закономерности изменения температур мартенситных превращений, температурного гистерезиса в нанокомпозитах, созданных на основе состаренных в свободном состоянии монокристаллов сплавов Ть№, Со-№-А1, №-Ре-Оа-(Со)................................................................................... 63

1.3.1. Особенности развития термоупругих мартенситных превращений в состаренных в свободном состоянии монокристаллах Ть№.................. 63

1.3.2.Термодинамическая и микромеханическая модели развития В2-Я-В19' мартенситных превращений в состаренных в свободном состоянии монокристаллах Т1-№.................................................................. 76

1.3.3.Сложно-стадийные термоупругие В2-11-В19' мартенситные превращения

в гетерофазных монокристаллах Т1-№............................................. 86

1.3.4.Влияние старения в свободном состоянии на термоупругие В2-Ь1о мартенситные превращения при охлаждении/нагреве в монокристаллах сплава Со-№-А1......................................................................... 105

1.3.5.Закономерности развития термоупругих мартенситных превращений в

состаренных монокристаллах сплавов №54ре190аг7 и №49ре|80а27Соб...... 115

2. ОРИЕНТАЦИОННАЯ ЗАВИСИМОСТЬ И АСИММЕТРИЯ ЭФФЕКТА ПАМЯТИ ФОРМЫ В ОДНОФАЗНЫХ И ГЕТЕРОФАЗНЫХ МОНОКРИСТАЛЛАХ СПЛАВОВ ТШ, Со-№-А1, ШЬ-Оа-ССо), ИСПЫТЫВАЮЩИХ В2-(Я)-В19' В2-Ь10 и В2(Ь2,)-

14М-Ь10 МАРТЕНСИТНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ.................................................. 137

Введение........................................................................................... 137

2.1. Влияние ориентации и способа деформации - растяжение/сжатие, на величину ЭПФ в однофазных и гетерофазных монокристаллах Ti-Ni, испытывающих B2-(R)-B19' мартенситными превращениями.......................... 143

2.2.1. Эффект памяти формы в закаленных монокристаллах Ti-Ni с В2-В19' мартенситными превращениями....................................................... 143

2.1.2. Влияние дисперсных частиц Ti3Ni4 на эффект памяти формы в состаренных монокристаллах Ti-Ni с B2-(R)-B19' мартенситными превращениями............................................................................ 151

2.2. Эффект памяти формы в монокристаллах Co-Ni-Al, испытывающих B2-Llo мартенситные превращения..................................................................... 157

2.3 Зависимость эффекта памяти формы от ориентации и способа деформации в монокристаллах ферромагнитных сплавов Ni-Fe-Ga и Ni-Fe-Ga-Co.................. 166

2.3.1 Эффект памяти формы в исходных монокристаллах Nis4Fei9Ga27 и Ni49FeigGa27Co6............................................................................. 166

2.3.2 Влияние старения на эффект памяти формы в монокристаллах сплава Ni49Fei8Ga27Co6............................................................................. 182

2.4 Закономерности ориентационной зависимости и механизм эффекта памяти формы в однофазных и гетерофазных монокристаллах В2-сплавов Ti-Ni, Co-Ni-

Al, Ni-Fe-Ga-(Co).................................................................................. 185

2.4.1 Особенности проявления эффекта памяти формы в высокопрочных закаленных монокристаллах В2-сплавов Ti-Ni, Co-Ni-Al, Ni-Fe-Ga-(Co)..... 185

2.4.2 Взаимосвязь величины эффекта памяти формы и микроструктуры состаренных монокристаллов сплавов Ti-Ni, Co-Ni-Al, Ni-Fe-Ga-(Co)........ 201

2.4.3 Механизм эффекта памяти формы в высокопрочных однофазных и гетерофазных монокристаллах сплавов Ti-Ni, Co-Ni-Al, Ni-Fe-Ga-(Co)........ 215

3 ПРИРОДА ОРИЕНТАЦИОННОЙ ЗАВИСИМОСТИ И АСИММЕТРИИ КРИТИЧЕСКИХ НАПРЯЖЕНИЙ ОБРАЗОВАНИЯ МАРТЕНСИТА ПОД НАГРУЗКОЙ И СВЕРХЭЛАСТИЧНОСТИ В МОНОКРИСТАЛЛАХ ОДНОФАЗНЫХ И ГЕТЕРОФАЗНЫХ СПЛАВОВ Ti-Ni, Co-Ni-Al, Ni-Fe-Ga-(Co)... 221 Введение................................................................................................ 221

3.1 Зависимость сверхэластичности и критических напряжений для развития В2-В19' мартенситных превращений от ориентации кристалла, способа деформации и температуры испытания в однофазных и гетерофазных монокристаллах сплавов Ti-Ni....................................................................................... 226

3.1.1 Температурная зависимость деформирующих напряжений и сверхэластичность в однофазных монокристаллах Ti-Ni......................... 226

3.1.2 Влияние дисперсных частиц на ориентационную зависимость критических напряжений образования мартенсита и сверхэластичность в гетерофазных монокристаллах сплавов Ti-Ni....................................... 239

3.2 Ориентационная зависимость и асимметрия критических напряжений образования мартенсита, температурного интервала сверхэластичности в закаленных монокристаллах сплавов Со4о№ззА1г7 и Соз5№з5А1зо...................... 262

3.3 Зависимость последовательности термоупругих B2(L2|)-14M-Llo мартенситных превращений, критических напряжений образования мартенсита, температурного интервала сверхэластичности от ориентации кристалла и

способа деформации в однофазных и гетерофазных монокристаллах сплавов №54ре|90а27 и №4дРе180а27Соб................................................................. 274

3.3.1 Термоупругие мартенситные превращения и высокотемпературная сверхэластичность в исходных монокристаллов сплавов №54ре|9Са27 и №49ре180а27Со6............................................................................. 274

3.3.2 Влияние старения на развитие мартенситных превращений под нагрузкой в монокристаллах сплавов №54ре19Са27 и №49ре180а27Соб........... 299

3.4. Общие закономерности температурной зависимости критических напряжений образования мартенсита и критерий высокотемпературной сверхэластичности в однофазных и гетерофазных монокристаллах В2-сплавов

"П-№, Со-№-А1, М-Ре-Оа-(Со)................................................................. 307

3.5 Температурная зависимость механического гистерезиса и величины сверхэластичности в высокопрочных монокристаллах однофазных и гетерофазных монокристаллах сплавов ТЬ№, Со-№-А1, №-Ре-Оа-(Со)............... 327

3.5.1 Зависимость величины сверхэластичности от температуры испытаний

в монокристаллах сплавов Т1-№, Со-№-А1, №-Ре-Оа-(Со)....................... 327

3.5.2 Зависимость величины механического гистерезиса от ориентации, способа деформации и температуры испытания в однофазных и гетерофазных монокристаллах сплавов Ть№, Со-М-А1, №-Ре-Оа-(Со)........ 336

3.6. Оценка возможности наведения больших магнитоиндуцированных деформаций в монокристаллах ферромагнитных В2-сплавов Со-№-А1, №-Ре-

Оа-(Со)............................................................................................... 354

4 ЗАКОНОМЕРНОСТИ РАЗВИТИЯ ТЕРМОУПРУГИХ МАРТЕНСИТНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ И ФУНКЦИОНАЛЬНЫЕ СВОЙСТВА СОСТАРЕННЫХ ПОД

НАГРУЗКОЙ МОНОКРИСТАЛЛОВ СПЛАВОВ Ть№, Со-№-А1........................ 364

Введение................................................................................................ 364

4.1 Влияние старения под растягивающей нагрузкой на микроструктуру монокристаллов сплавов Т1-№ и характеристики термоупругих мартенситных превращений...................................................................................... 368

4.2 Влияние старения под сжимающей и растягивающей нагрузкой на функциональные свойства монокристаллов сплава ^д^Т^о.в......................... 393

4.3 Функциональные свойства монокристаллов сплава Соз5№з5А1зо, состаренных

под сжимающей нагрузкой.......................................................................................... 405

4.3.1. Высокотемпературная сверхэластичность в состаренных в свободном состоянии и под нагрузкой монокристаллах сплава Соз5>Лз5А1зо.. 407

4.3.2. Двойной эффект памяти формы в состаренных под нагрузкой монокристаллах сплава Соз5№з5А1зо................................................ 416

ВЫВОДЫ............................................................................................... 425

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ............................................................................ 431

ВВЕДЕНИЕ

Разработка новых материалов и улучшение их эксплуатационных свойств, построение теоретических моделей для создания сплавов с заданными свойствами является фундаментальной проблемой физики конденсированного состояния, которая имеет важное прикладное значении. В последние десятилетие значительно возрос интерес к большому классу функциональных материалов с эффектом памяти формы (ЭПФ) и сверхэластичностью (СЭ), отличительной характеристикой которых является особый механизм обратимой деформации - термоупругое мартенситное превращение (МП). Публикационная активность по исследованию термоупругих МП непрерывно растет, если в 70-80-х годах и начале 90-х годов прошлого века ежегодно из печати выходило 100-200 работ по данной тематике, то в 2010-2012 гг. - уже более 700 (http://www.scopus.com).

История фундаментальных исследований сплавов с эффектом памяти формы (ЭПФ) насчитывает более 50 лет с открытия русскими учеными Г.В. Курдюмовым и Л.Г. Хандросом явления термоупругого равновесия при фазовых превращениях [1]. К настоящему времени изучены термоупругие МП во многих сплавах Аи-Сс1, Си-А1-№, Си-Аи-7х\., Си-2п-А1, Си-8п, С\х-Ъл, №-А1, Т1-№, накоплен большой экспериментальный материал [1-14]. Обнаружены и подробно исследованы предпереходные (предмартенситные) явления [9-10], развиты кристаллографическое и термодинамическое описания термоупругих МП, разработаны микроструктурные модели механического поведения сплавов с памятью формы, установлены механизмы функциональных свойств данных материалов — ЭПФ и СЭ [4-27]. Изучено влияние размера зерна, дислокационной структуры, дисперсных частиц на развитие термоупругих МП [3-14, 28-31]. Широкое практическое применение в технике и медицине в качестве функциональных материалов нового поколения нашли сплавы Тл№ благодаря сочетанию уникальных функциональных свойств с высокой пластичностью, биологической совместимостью и коррозионной стойкостью [3-8].

Новый этап фундаментальных и прикладных исследований функциональных сплавов с термоупругими МП начался после открытия в 1996 г. магнитного эффекта памяти формы. На монокристаллах ММпОа впервые получена магнитоиндуцированная деформация 0.2 %, за счет перестройки мартенситных вариантов под действием магнитным полем [33]. Такие сплавы представляют большой практический интерес, так как могут преобразовывать сигнал в форме тепловых, механических и магнитных полей в механическую работу и применяться в качестве датчиков, генераторов, актюаторов, сенсоров, манипуляторов, механизмов связи. Магнитоиндуцированная обратимая деформация обнаружена во многих ферромагнитных сплавах с термоупругими МП: №-Мп-Оа, Ре-Р1, Бе-Рё, Ре-№-Со-Т1, №-А1-Мп, Со-№-Оа, Со-

№-А1, №-Ре-Оа, №-Мп-Со-1п и др. [34-43]. На монокристаллах сплава >ЛМпОа была получена величина обратимой магнитодеформации до 9.5 %, что в 10 раз превосходит магнитострикцию редкоземельных сплавов ТЬ|_хОухРе2 (Тег£епо1-Э) [34-36].

Анализ литературы показывает, что функциональные свойства сплавов с ЭПФ определяются взаимосвязью термоупругих МП с реальной структурой этих сплавов — размером зерна, текстурой, неоднородностями химического состава, размером и объемной долей дисперсных частиц, с механизмами пластической деформации аустенита и мартенсита. Наличие большого количества факторов, определяющих функциональные свойства сплавов с ЭПФ, многообразие структурных состояний этих сплавов, высокая хрупкость ферромагнитных сплавов Гейслера с магнитным ЭПФ [3-31], недостаточно высокая циклическая стабильность термомеханических свойств являются причинами, сдерживающими более широкое применение этих материалов [44] и постоянно возникают новые нерешенные проблемы в области как фундаментальных исследований термоупругих МП, так и прикладных разработок новых высокопрочных материалов сплавов с заданными характеристиками функциональных свойств — ЭПФ и СЭ.

В настоящее время возрастают требования к надежности исполнительных элементов из сплавов, способных испытывать большие до 10% обратимые деформации под действием поля напряжений, температур и магнитного поля в широком интервале рабочих температур. Например, особый интерес для применения в автомобильной, авиакосмической промышленности представляют сплавы с высокотемпературными ЭПФ и СЭ при Т> 373 К (100°С). Для развития высокотемпературной СЭ необходимо создать условия, когда накопленная при прямом МП упругая энергия не релаксирует за счет образования дефектов кристаллического строения - дислокаций, при повышенных температурах испытания и способствует обратимому переходу при снятии нагрузки. Это обеспечивается за счет повышения прочностных свойств материалов. Известно, что за счет выделения дисперсных частиц вторичных фаз можно значительно повысить прочностные свойства высокотемпературной фазы и создать нанокомпозиты, в которых одна из составляющих -матрица, будет испытывать МП, а частицы - нет. К настоящему времени на поликристаллах никелида титана и сплавах на медной и железной основах проведено большое число исследований влияния дисперсных частиц, дефектов кристаллического строения на термоупругие МП. Установлены общие закономерности влияния частиц на температуры превращений, температурный гистерезис, ЭПФ и СЭ, развиты микромеханические модели термоупругих МП в структурно-неоднородных сплавах Тл-№, Ре-№-Со-"П, Си-7п-А1, которые учитывают основные отличия от превращения в однородных сплавах [3-6, 10, 4565]. Дисперсные частицы Т1з№4 в двойных сплавах Т1-№ не только определяют

закономерности изменения температур МП, но и играют определяющую роль в формировании прочностных и пластических свойств сплавов в высокотемпературной фазе, оказываются принципиально важными для формирования функциональных свойств материала-ЭПФ и СЭ [3-6,10, 46, 55-58].

Анализ результатов исследований, полученных на поликристаллах сплавов с термоупругими МП, осложняется влиянием границ зерен и их ориентации относительно внешних напряжений на зарождение и рост кристаллов мартенсита, вкладом границ зерен в прочностные свойства поликристаллов при высоких температурах испытания. В поликристаллических материалах при старении выделение частиц второй фазы происходит преимущественно по границам зерен, в отличие от монокристаллов, где наблюдается однородное распределение дисперсных частиц. Необходимость совместности деформации решетки при МП соседних зерен в поликристаллах может приводить к дополнительной упругой, пластической деформации кристаллов мартенсита и препятствовать обратному движению межфазных границ [4, 6, 66]. Высокая анизотропия констант упругости сплавов Гейслера, в том числе сплавов №-Мп-Оа, №-Ре-Оа-(Со), Со-№-А1 с магнитным ЭПФ (А = 2С44/(Сц — С12) > 10) делает невозможным их практическое использование в поликристаллическом состоянии и исследование их термомеханических свойств, поскольку поликристаллы хрупко разрушаются по границам зерен при развитии МП [35, 36]. Исключить влияние границ зерен на зарождение и рост мартенситных кристаллов, исследовать ориентационную зависимость прочностных свойств и механизмов деформации аустенита и мартенсита, ЭПФ и СЭ, выяснить роль механизмов взаимодействия дисперсных частиц с кристаллами мартенсита при формировании материалов с заданными свойствами невозможно без проведения исследований на монокристаллах. Поэтому систематические исследования закономерностей термоупругих МП на монокристаллах В2-интерметаллидов в однофазном и гетерофазном состоянии являются актуальными и необходимы для развития теории термоупругих МП, создания физических основ разработки высокопрочных сплавов с ЭПФ, высокотемпературной СЭ и с заданными прочностными и функциональными свойствами. Таких исследований, выполненных на монокристаллах В2-сплавов Т1№, Со№А1, №РеОа(Со) мало, что связано с трудностью получения крупных монок�